Выделения карбидной

При понижении температуры эвтектический аустенит обедняется углеродом вследствие выделения избыточного цементита и при температуре 727 °С распадается с образованием перлита. После охлаждения заэв-тектические чугуны состоят из первичного цементита, имеющего форму пластин, и ледебурита (перлит + цементит) (рис. 78, б). С повышением содержания углерода количество цементита возрастает.

Начало выделения избыточного феррита (цементита) на диаграмме изотермического распада отмечается дополнительной кривой (рис. 105, а). Количество выделяющегося избыточного феррита (или цементита) уменьшается с понижением температуры, и при некоторой степени переохлаждения распад начинается непосредственно с образования зародышей эвтектоида, или точнее квазиэвтектоида, т. е. структуры эвтектоидного типа, но отличающейся иным составом, чем перлит (эвтектоид). Покажем это на примере доэвтектоидной стали, содержащей 0,45 % С (рис. 105). При 727 °С (равновесная точка AJ количество феррита в доэвтектоидной стали с 0,45 % С определится

устойчивости аустеипта. В случае доэвтектоидной или заэвтекгоидиой легированных сталей на диаграмме изотермического распада переохлажденного аустенита, так же как и углеродистой стали, появляется добавочная линия, соответствующая началу выделения избыточного легированного феррита или карбида.

зоны ГП->упорядоченные зоны-*-в'->-В, где В имеет состав Mg2Si. Выделения имеют игольчатую форму. При наличии в промышленных сплавах избыточного кремния (сверх стехиометрического соотношения Mg/Si) происходит выделение элементарного Si, главным образом по границам зерен. При избыточном содержании Si порядка 0,2 % наблюдается повышение прочности, но за счет некоторого снижения стойкости к КР [128], хотя в целом эти сплавы во всех условиях характеризуются хорошей стойкостью. Зерногра-яичные выделения избыточного кремния ускоряют межкристаллит-ную коррозию [2], однако, как уже отмечалось, корреляция со склонностью к КР при этом невелика. Как и в случае сплавов серии 5000, марганец и хром повышают прочность и улучшают стойкость к КР, что происходит отчасти благодаря влиянию на зернистую структуру [68], а также благодаря уменьшению планар-ности скольжения [137]. Добавки меди повышают прочность, но в случае>0,5 Си происходит снижение стойкости к КР [2,138].

При понижении температуры эвтектический аустенит обедняется углеродом вследствие выделения избыточного цементита

Начало выделения избыточного феррита (цементита) на диаграмме изотермического распада отмечается дополнительной кривой (рис. 116, б и s). Количество выделяющегося избыточного феррита (или цементита) уменьшается с понижением температуры, и при некоторой степени переохлаждения распад начинается непосредственно с образования зародышей эвтектоида или, точнее, квазиэвтектоида, т. е, структуры эвтектоидного типа, но отличающейся иным составом, чем перлит (эвтектоид).

В случае доэвтектоидной или заэвтектоидной легированных сталей на диаграмме изотермического распада переохлажденного аустенита, так же как и углеродистой стали, появляется добавочная линия, соответствующая началу выделения избыточного легированного феррита или карбида. Перлитное превращение в сталях, легированных карбидообразующими элементами, сводится к полиморфному превращению 7 -*¦ « и диффузионному перераспределению углерода и легирующих элементов, что приводит к образованию перлита (легированный феррит + легированный цементит). Особенность промежуточного превращения в легированных сталях заключается в том, что оно не идет до конца. Часть аустенита, обогащенного угеро-

Роль сдвиговой перестройки упаковки атомов при вид-манштеттовом превращении впервые показана на полиморфном превращении железа в низкоуглеродистой стали [42, 142]. Аналогичные наблюдения имеются и для выделения избыточного цементита в заэвтектоидной стали, при котором в определенных условиях также имеет место изменение формы [149]. В сплавах Fe — С компоненты сильно отличаются диффузионной подвижностью, что, по мнению Кристиана [133], может быть причиной упорядоченной перестройки решетки, сопровождающейся изменением состава. Этот вывод сделан на основании данных о бейнитном превращении, при котором также происходит образование поверхностного рельефа [328]. Однако условие большого различия скорости диффузии компонентов твердого раствора, по всей вероятности, не является обязательным для когерентного превращения. Его наблюдали и в системах, где это различие вряд ли имеется. Превращение с образованием поверхностного рельефа имеет место также в сплавах Cr — Ni [35], А1 — Ag [335], Си — Ti и др.

В доэвтектоидных сталях при температуре ниже Агг превращение аусте-нита начинается с выделения феррита, а в заэвтектоидных — вторичного цементита. Начало выделения избыточного феррита (вторичного цементита) на диаграмме характеризуется добавочной штриховой линией.

При понижении температуры эвтектический аустенит обедняется углеродом вследствие выделения избыточного цементита и при температуре 727 °С распадается с образованием перлита. После охлаждения заэв-тектические чугуны состоят из первичного цементита, имеющего форму пластин, и ледебурита (перлит + цементит) (рис. 78, в). С повышением содержания углерода количество цементита возрастает.

Начало выделения избыточного феррита (цементита) на диаграмме изотермического распада отмечается дополнительной кривой (рис. 105, а). Количество выделяющегося избыточного феррита (или цементита) уменьшается с понижением температуры, и при некоторой степени переохлаждения распад начинается непосредственно с образования зародышей эвтектоида, или точнее квазиэвтектоида, т. е. структуры эвтектоидного типа, но отличающейся иным составом, чем перлит (эвтектоид). Покажем это на примере доэвтектоидной стали, содержащей 0,45 % С (рис. 105). При 727 °С (равновесная точка Лг) количество феррита в доэвтектоидной стали с 0,45 % С определится

Соседние пакеты разориентированы значительно больше, что свидетельствует о существовании между ними высокоугловых границ. В пределах одного пакета наиболее часто встречаются рейки толщиной 0,3—0,4 мкм. Внутри кристалла мартенсита наблюдается высокая плотность дислокаций (не ниже. 1010 см"2). Кристаллы мартенсита, образовавшиеся при повышенных температурах, - успевают опуститься в процессе охлаждения. * Внутри некоторых реек мартенсита отчетливо видны кристаллографически ориентированные выделения карбидной фазы, которая

Структура материалов № 5, 6, 8 — мартенсит и остаточный аустенит, выделения карбидной фазы. Твердости этих материалов близки, но значительно выше, чем у наплавки У2Х5. Структура наплавки № 9 (У13Х5Г) состоит из зерен твердого раствора с трооститным распадом и карбидной фазы по границам первичных зерен.

Анализ отпуска стали [2]. При исследовании отпуска стали изучают механизм процесса распада мартенсита при различных температурах (различные стадии распада), процессы выделения карбидной фазы и ее состояние в зависимости от температуры, влияние легирующих элементов на процессы отпуска.

Рис. 51. Характер выделения карбидной фазы по границам и в теле зерен стали 12Х18Н10Т:

Структура поверхностного слоя после ВТМПО представляет собой измельченный мартенсит. Поверхностный слой на глубине 0,2 ...0,25 мм травится, мартенсит поверхностного слоя оказывается обедненным углеродом за счет выделения карбидной фазы. Ко- Рис- за Характерные профилограммы с ,- т поверхностей, образованных шлифо-

Дислокационная структура зависит от энергии дефектов упаковки, а последняя™от состава, поэтому распад твердого раствора может приводить к изменению у и соответственно к изменению распределения дислокаций. Так, в аустенитной стали после выделения карбидной фазы (карбидообразующие элементы понижают энергию дефектов упаковки аустенита) меняется дислокационная структура. При этом частицы задерживают движение дислокаций и вызывают их размножение. Дислокационная структура становится более сложной.

Швы с аустенито-карбидной структурой, например типа ЭА-4ВЗБ2, за счет выделения карбидной фазы на базе тугоплавких карбидов ниобия, имея в исходном состоянии относительно невысокий уровень ударной вязкости (6 кгс-м/см2), сравнительно мало меняют его после длительного старения (рис. 117, а). После выдержек до 5000 ч в интервале температур 600—700° С ударная вязкость металла шва не падает ниже 3—4 кгс-м/см2. Данные составы сравнительно мало изменяют свои свойства и после проведения аустенитизации. Исследование их фазового состава показало [48], что исходное содержание второй фазы в количестве 2—3%, состоящей преимущественно из простых кар-видов ниобия, мало меняется после длительных выдержек.

Из работ В. И. Просвирина и Н. А. Совериной [275 ] по изучению изменения фазового состава аустенитных и ферритных сталей с азотом следует, что наличие в хромоникелевой стали типа 18-9 ~0,15% N ускоряет процесс выделения карбидной фазы. Эта фаза представляет собой соединение Сг23Св, в котором при нагреве часть атомов хрома замещается железом. Наряду с карбидами в стали с 0,15%.N имеются нитриды, в состав которых входит ~0,02% N. 326

Возможность выделения карбидной фазы из обогащен ного углеродом аустенита при промежуточном превраще нии возрастает по мере повышения содержания углерода в стали, а также при легировании в последовательности кремний, марганец, хром, никель

Рис. 34. Микроструктура углеалюминия, показывающая многочисленные выделения карбидной фазы А14С3

Установлено, что промежуточное превращение представляет собой совокупность следующих основных процессов: перераспределения углерода, выделения карбидной фазы и у -> а-перестройки решетки.