Выделения дисперсных

В доэвтектоидных сталях превращение аустенита начинается с образования феррита и обогащения углеродом оставшегося -у-Раств°Ра> заэвтектоидных — с выделения цементита и обеднения углеродом аустенита. В условиях равновесия распад аустенита на феррит и цементит (т. е. перлитное превращение) наступает тогда, когда содержание углерода в аустените, оставшемся после выделения избыточных феррита или цементита, будет соответствовать точке 5 (0,8 %).

При температурах, соответствующих линии ES, аустенит оказывается насыщенным углеродом и при понижении температуры из него выделяется вторичный цементит. Поэтому при температуре ниже линии ES сплавы становятся двухфазными (аустенпт -\- вторичный цементит). По мере выделения цементита концентрация угле-

в — ледебурит и светлые выделения цементита (ХЗОО); г — аустенит (Х250); д — пла

Тиосульфат натрия как травитель имеет универсальный характер. Его применяют для выявления структуры карбидов и фосфоридов железа, поверхности зерен многих цветных металлов, кроме того, он имеет окрашивающее действие. При выявлении структуры сплавов железо — углерод этот способ приобретает большое значение, так как вследствие образования сульфида феррит становится темнее, в то время как цементит не окрашивается. Благодаря этому можно отчетливо видеть очень тонкие выделения цементита.

Эвтектои'дная сталь характерна тем, что вся масса аустенита в ней переходит в эвтектоидную смесь, в которой различают мелкие выделения цементита, равномерно рассеянные в феррите. Такую структуру стали называют перлитом. Заэвтектоидная сталь состоит из перлита с избыточным цементитом. В доэвтектоидных сталях, кроме перлита, имеется избыточный феррит. В отличие от цементита он может заполнять в стали значительные участки. С влиянием этих структурных составляющих на электромагнитные характеристики сталей можно ознакомиться в [Л. 38, 48, 50].

Чистое железо — мягкий и пластичный металл и поэтому он чаще используется лишь в качестве исходного материала при производстве специальных сталей. Стали состоят из железа с добавками углерода, который в сочетании с соответствующей термической обработкой, увеличивает пределы текучести и ползучести. Растворенный углерод стабилизирует аустенит — высокотемпературную аллотропическую форму железа — и очень незначительно стабилизирует феррит, находясь в стали преимущественно в виде цементита Fe3C. Когда температура стали повышается, сталь переходит в аустенитное состояние, а при последующем охлаждении ниже этой температуры сталь претерпевает эвтектоидное превращение, в результате которого выделяется феррит и цементит. Если превращение имеет место при температуре, при которой диффузионные процессы не происходят, образуется мартенсит, представляющий собой пересыщенный твердый раствор углерода в железе и обладающий высокой твердостью. Когда превращение происходит при высокой температуре, образуется перлит, который состоит из пластинок феррита и цементита. Стали бывают либо доэвтектоидные, в которых содержится в основном феррит, либо заэвтектоидные, содержащие свободный цементит. Структура, состоящая из феррита и перлита, мягкая и пластичная, но с увеличением скорости охлаждения, температура превращения понижается и перлитная структура становится более мелкозернистой, а материал более твердым. При промежуточных значениях температуры между мартенситом и лерлитом существуют структуры, известные под общим названием бейнит. Мелкие выделения цементита и феррита, наблюдаемые с помощью металлографического микроскопа, меняют структуру от пластинчатой при высокой температуре (верхний бейнит), до перистой при более низкой температуре (нижний бейнит).

фрагментация перлитовых зерен. Эти процессы могут способствовать снижению трещиностойкости металла труб длительно эксплуатируемых трубопроводов. Факт выделения цементита в трубных сталях подтверждается фотографиями, приведенными на рисунке 3.12.

•Взаимодействием углерода с вакансиями можно объяснить результаты Дамаска. После облучения железа (0,01% С) при —100° С уменьшался пик внутреннего трения и электросопротивление. Было предположено, что при ~50° С атомы образуют комплексы с вакансиями. В результате при 100—170° С низкотемпературный е-кар-бид не обнаруживается, а выше 200° С образуется.сразу цементит. Калориметрические измерения показали, что энергия связи атомов углерода с вакансиями больше, чем в карбиде: 0,66- Ю-19 и 0,33- Ю-19 дж/атом (0,41 и 0,27 эв/атом) соответственно. Электронномикроскопические исследования подтвердили, что в образцах, подвергнутых облучению, выделения промежуточного карбида не происходит (при 160° С). Однако облучение не изменяет температуру выделения цементита и ускоряет его рост при 300—330° С.

Первая стадия графитизации происходит при выдержке отливок при температуре около 1000° С. Сравнительно мелкие (фиг. 103, а) выделения цементита белого чугуна растворяются в аустените и

В доэвтектоидных сталях превращение аустенита начинается с образования феррита и обогащения углеродом оставшегося 7'Раств°Ра> заэвтектоидных — с выделения цементита и обеднения углеродом аустенита. В условиях равновесия распад аустенита на феррит и цементит (т. е. перлитное превращение) наступает тогда, когда содержание углерода в аустените, оставшемся после выделения избыточных феррита или цементита, будет соответствовать точке 5 (0,8%!).

створить 1,2 % углерода, поэтому при дальнейшем охлаждении сплава из кристаллической решетки аустенита будет выделяться избыточный углерод в виде цементита. Так как этот цементит образуется в результате вторичной кристаллизации, его называют вторичным цементитом и обозначают FegC^ Вследствие выделения цементита содержание углерода в оставшемся аустените будет непрерывно снижаться и при температуре 727 °С достигнет 0,8 %. При этой температуре аустенит превратится в перлит. На этом вторичная кристаллизации закончится. Таким образом, рассматриваемая сталь в интервале температур от 870 до 727 °С имеет структуру аустенита и вторичного цементита, а при температурах ниже 727 °С состоит из вторичного цементита и перлита. Аналогичные превращения в твердом состоянии испытывают все заэвтектоидные стали, т. е. стали, содержащие более 0,8 % углерода, разница между ними лишь в температурах начала выделения вторичного цементита.

В случае азотирования при температуре ниже эвтектоидной слой состоит из s+Y'~ba> Носителем твердости является нижний а-слой (вследствие выделения дисперсных нитридов); у'"слои очень тонок, часто даже не обнаруживается, а е-слой непрочный и хрупкий.

После закалки следует отпуск при 550—570 °С, вызывающий превращение остаточного аустенита в мартенсит и дисперсионное твердение в результате частичного распада мартенсита и выделения дисперсных карбидов, главным образом М,,С (см. рис. 155, г). Это сопровождается увеличением твердости (вторичная твердость). В процессе выдержки при отпуске из остаточного аустеппта выделяются карбиды, что уменьшает его легированность, поэтому при последую щем охлаждении он претерпевает мартепсипюе превращение (при температурах ~150°С). В процессе однократного отпуска только часть остаточного аустенита превращается в мартенсит. Чтобы весь остаточный аустенит перешел в мартенсит и произошел отпуск вновь образовавшегося мартенсита, применяют многократный (чаще трехкратный) отпуск при 550—570 JC. Продолжительность каждого отпуска 45-60 мин. Многократный отпуск повышает прочность

В 1998 г. произошли разрушения спецфланцев (адаптеров) скважин № 326 и 636. Адаптеры изготовлены из стали Пгапиз 50 и эксплуатировались до образования сквозных трещин более 20 лет: адаптер фирмы РМС — в условиях воздействия газа, содержащего 4,47% сероводорода, а адаптер фирмы НиЬпег Уата§ — при воздействии газа с содержанием 1,47% сероводорода. Оба адаптера (рис. 5) имели по две диаметрально противоположные сквозные трещины, расположенные вдоль образующих цилиндрической части, а также каверны, лежащие на траектории трещин и вне их. Адаптер фирмы РМС имел третью несквозную трещину длиной около 1/3 высоты адаптера. Трещины распространялись от внутренней к наружной поверхности адаптеров. Изломы адаптеров прямые, хрупкие, многоочаговые, грубодендритные, в основном межкристаллит-ные. В адаптере фирмы РМС дендритная структура ориентирована радиально — от наружной поверхности адаптера к внутренней. Оси дендритов в металле адаптера фирмы НиЬпег Уатад в основном параллельны образующей цилиндрической части адаптера. Химический анализ показал пониженное по сравнению с нормативным содержание никеля в металле обоих адаптеров, что обусловило уменьшение содержания аустени-та, вызывающее склонность к образованию хрупкой а-фазы. В структуре металла адаптеров в зоне разрушения обнаружены поры и микротрещины. Микроструктура металла адаптера фирмы РМС аустенитно-ферритная. По границам зерен наблюдались выделения дисперсных и специальных карбидов. Микроструктура металла адаптера фирмы НиЬпег Уата§ аустенитно-ферритная с выделениями по границам продуктов эвтектоидной реакции Ме2зС6 + у' и ст-фазы. Твердость металла адаптеров превышала нормативные значения, а в примыкающих к флан-

Стали второй и третьей группы упрочняются термической обработкой. Температура нагрева под закалку 1050...1100 °С с охлаждением в воде, масле или на воздухе. Затем следует старение при 600...850 °С; оно предназначено для выделения дисперсных фаз из твердого раствора. Применение аустенит-ных сталей приведено в табл. 15.

Бериллиевые бронзы. Содержат 2...2,5% Be. Эти сплавы упрочняются термической обработкой. Предельная растворимость бериллия в меди при 866 °С составляет 2,7%, при 600 °С - 1,5%, а при 300 °С всего 0,2%. Закалка проводится при 780 "С в воде и старение при 300 JC в течение Зч. Сплав упрочняется за счет выделения дисперсных частиц у-фазы СиВе, что приводит к резкому повышению прочности до 1250 МПа при 5 = 3...5%. Бронзы БрБ2, БрБНТ1,9 и БрБНТ1,7 имеют высокую прочность, упругость, коррозионную стойкость, жаропрочность, немагнитны, искробезопасны (искра не образуется при размыкании электрических контактов). Применяются для мембран, пружин, электрических контактов.

Дисперсионное твердение. Этот вид термической обработки часто называется старением. Оно сопровождается процессом выделения дисперсных частиц из пересыщенного твердого раствора, у сплавов, ранее прошедших закалку, при их нагреве. Дисперсионное твердение наблюдается у сплавов с ограниченной растворимостью легирующих элементов в «-твердом растворе (см.рис. 72) после закалки сплава с концентрацией элемента точки 4 от температуры, несколько превышающей точку 3. Для того чтобы вызвать дисперсионное твердение, закаленный сплав нагревают до температуры, не превышающей предельную температуру полной растворимости легирующего элемента в твердом' растворе.

С практической точки зрения особый интерес имеет достижение высокопрочных состояний в наноматериалах, которые удается получить, например, в метастабильных сплавах. Приведенные выше результаты показывают, что ИПД закаленных алюминиевых сплавов также приводит к формированию наноструктуры, но процессы старения в наноструктурных сплавах имеют ряд отличий от крупнокристаллических образцов [347]. В частности, в наноструктурном сплаве 1420 наблюдается формирование наиболее высокопрочного состояния, а также происходит ускорение процессов старения. Другой особенностью наноструктур в алюминиевых сплавах является образование новых метастабильных фаз. Например, в несмешиваемом сплаве А1-11 %Fe, подвергнутом ИПД, выявлено растворение 0,89 ат. % Fe в алюминиевой матрице, что приводит к существенному повышению прочностных свойств сплава в результате выделения дисперсных фаз при последующем старении.

Исследованиями влияния хрома (11,5—22,4%) на характер фазовых превращений при термической обработке доэвтектических белых чугунов в интервале температур 700—1150° С (выдержка 1,3 и 10 ч) с последующей закалкой установлено, что при всех температурах превращение в аустените начинается с выделения дисперсных хромистых карбидов. Увеличение содержания хрома в сплавах повышает устойчивость аустенита при температурах перлитного превращения (700—750° С); 10ч выдержки при этих температурах достаточно для практически полного завершения перлитного превращения даже в сплавах с наиболее высоким содержанием хрома.

Значения микротвердости внутри зерен и в приграничных участках перед началом испытания были почти одинаковы. В течение первых 100 ч старения при 650° С значительно повышается твердость тела зерна и приграничных слоев за счет выпадения карбидной фазы. При дальнешем старении до 1000 ч микротвердость сохраняется высокой, однако ее значения в приграничных зонах заметно выше из-за большой скорости диффузии и интенсивного выделения дисперсных карбидов по границам зерен, затем твердость зерна и границ непрерывно снижается во времени.

Процесс выделения дисперсных частиц в состаренной стали сопровождается значительными изменениями в решетке твердого раствора, обусловленными как диффузией примесных атомов, так и самим механизмом выделения новой фазы. Исследование изменения ширины интерференционных линий в зависимости от времени старения стали ОХ18Н10Ш при 500 и 650° С показывает, что наибольшие изменения в структуре твердого раствора наблюдаются на первых стадиях изотермической выдержки, достигая максимального значения в пределах 4—5 ч (см. рис. 139). Этот факт можно, по-видимому,

Структура и свойства САП. Хотя САП и относится к материалам, упрочняющимся дисперсными частицами, его структура отличается от дисперсионно твердеющих алюминиевых сплавов вследствие различной природы упрочнения матрицы вторыми фазами. Упрочнение дисперсионно твердеющих сплавов происходит в результате выделения дисперсных частиц интерметаллидов при распаде пересыщенного твердого раствора. Поэтому при повышенных температурах вследствие коагуляции и растворения упрочняющей фазы происходит разупрочнение сплавов.