Выделением дисперсных

Следовательно, критическая точка превращения аустенита в перлит обозначается Аг\, а перлита в аустенит Ас\; начало выделения феррита из аустенита обозначается Лг3; конец растворения феррита в аустените Лс3. Начало выделения вторичного цементита из аустенита обозначается также Лг3, а конец растворения вторичного цементита в аустените — Лс3 (эту точку часто обозначают Лст).

На диаграмме состояния железо—цементит (рис. 1.7) линия ACD — линия ликвидуса, выше нее сплав находится в жидком состоянии; линия AECF — линия солидуса, ниже нее сплав находится в твердом состоянии. При температурах, соответствующих линии AECF заканчивается первичная кристаллизация. В точке С при концентрации углерода 4,3 % образуется эвтектика, которая носит название ледебурит. Линия PS/C — эвтектоидная линия, на которой заканчивается процесс вторичной кристаллизации. Линия PS— линия нижних критических точек А1, Линия GSE — начало процесса вторичной кристаллизации твердого раствора. Линия GS — линия верхних критических точек Ая; она показывает температуру выделения феррита из аустенита. Линия SE — линия верхних критических точек Ат\ она показывает температуру начала выделения вторичного цементита и является линией предельной растворимости углерода в аустените. Сплавы, содержащие до 2,14 % С, условно называют сталями, более 2,14 % С — чугунами. Сталь, содержащая 0,8 % С, называется эвтектоидной сталью; сталь, содержащая менее 0,8 % С — доэвтектоидной. Сталь, содержащая более 0,8 96 С — заэвтектоидной.

Рис. 2. Структура стали ОХ21Н5Т: а — после закалки с 1000° в воде; б — после закалки с 1200° в воде и 2-часового нагрева при 750° (видны пластинчатые выделения вторичного аустенита из феррита).

(начало выделения вторичного цементита из аустенита) и Асст при нагревании (окончание растворения вторичного цементита в аустените).

На диаграмме состояния железо - цементит (см. рис. 1.9) линия ABCD - линия ликвидуса, выше нее сплав находится в жидком состоянии; линия AECF - линия солидуса, ниже нее сплав находится в твердом состоянии. При температурах, соответствующих линии AECF, заканчивается первичная кристаллизация. В точке С при концентрации углерода 4,3 % образуется эвтектика, которая носит название ледебурит. Линия PSK - линия эвтектоид-ного превращения, на которой заканчивается процесс вторичной кристаллизации. Линия PS - линия нижних критических точек А\. Линия GSE - начало процесса вторичной кристаллизации твердого раствора. Линия GS - линия верхних критических точек Аъ; она показывает температуру начала выделения феррита из аусте-нита. Линия SE - линия верхних критических точек Ап, она показывает температуру начала выделения вторичного цементита и является линией, определяющей предельную растворимость углерода в ау-стените. Сплавы, содержащие до 2,14 % С, условно называют сталями, более 2,14 % С -чугунами. Сталь, содержащая 0,8 % С, называется эвтектоидной сталью; сталь, содержащая менее 0,8 % С, - доэвтектоид-ной. Сталь, содержащая более 0,8 % С, -заэвтектоидной.

Линия SE определяет наибольшую растворимость углерода в аустените в зависимости от температуры. При 1130° С в аустените ( фавильнее — в у-железе) растворяется 2% С. С понижением температуры растворимость постепенно уменьшается и при 723° С составляет 0,8% С. Поэтому линия SE является линией начала выделения вторичного цементитах при охлаждении аустенита, содержащего более 0,8% С. Так как цементит отличается высоким содержанием углерода (6,67% С), то выделение цементита ведет к уменьшению количества углерода в остающемся аустените. Это продолжается до эвтектоидной температуры 723° С, т. е. до линии PSK, когда оставшийся аустенит обедняется углеродом до 0,8% и превращается в перлит. Так как выделившийся вторичный цементит при этом не меняется, то окончательная структура сплавов, срдержащих от 0,8 до 2% С, будет состоять из перлита и вторичного цементита. Вторичного цементита будет тем больше, чем выше содержание в сплаве углерода.

л" Л "cm 210 723 768 723—910 1400 723—1130 Магнитное изменение цементита Перлитное (эвтектоидное) превращение Магнитное превращение а-железа при нагреве или обратное превращение при охлаждении Начало выделения феррита из аустенита при охлаждении или конец растворения феррита при нагреве Переход у-железа в б(а)-железо при нагреве и обратно при охлаждении Начало выделения вторичного цементита из аустенита при охлаждении или конец растворения вторичного цементита при нагреве

Следовательно, критическая точка превращения аустенита в перлит обозначается Аг\, а перлита в аустенит Ас\; начало выделения феррита из аустенита обозначается Аг3; конец растворения феррита в аустените Ас3. Начало выделения вторичного цементита из аустенита обозначается также Аг3, а конец растворения вторичного цементита в аустените — Ас3 (эту точку часто обозначают Аст).

Температуры фазовых превращений при термической обработке сталей (критические точки) определяются линиями PSK, GSvL SEдиаграммы состояния Fe—Fe3C. Нижняя критическая точка, соответствующая превращению аустенита в перлит при температуре PSK, обозначается Аг Верхняя критическая точка, соответствующая началу выделения феррита из аустенита или концу превращения феррита в аустенит (линия GS), обозначается Аъ. Температура линии выделения вторичного цементита (SE) обозначается ACT,

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 приведенном на рис. 155, в структуре стали ОХ21Н6М2Т в феррите видны выделения вторичного у'-аустенита и ст-фазы.

После закалки в масле в обеих сталях образуется структура мартенсита; при нормализации формируется структура, состоящая из смеси нижнего и верхнего бейнита. Отпуск наряду с превращением мартенсита и бейнита в сорбит отпуска приводит к развитию процессов возврата, в результате чего игольчатая направленность исходных закалочных структур несколько уменьшается. Вместе с тем в связи с выделением дисперсных карбидных частиц в теле субзерен после отпуска сохраняется высокая плотность хаотически расположенных дислокаций.

2. Сплав Fe—12Ni—0,5А1, дополнительно упрочненный старением с выделением дисперсных частиц, богатых медью, имеет заданные уровни предела текучести (1,4 ГПа) и вязкости разрушения (220 МПа-м1/2).

Искусственное старение. В отличие от естественного старения, к-рое протекает в нек-рых металлич. сплавах при комнатной темп-ре, искусственное старение вызывается после закалки нагревом при повыш. темп-pax.Искусственное старение протекает с выделением атомов растворенного металла из твердого раствора в обособленных группах. Этот процесс иногда наз. дисперсионным твердением (от английского dispersion hardening), стремясь передать в этом термине происходящие в твердом растворе изменения с выделением дисперсных частиц упрочняющей фазы. В отличие от dispersion hardening, процесс естественного старения в англ, терминологии наз. solution hardening (упрочнение с сохранением раствора).

нает распадаться с выделением дисперсных частиц избыточной фазы.

В настоящее время получили распространение гранулируемые алюминиевые сплавы, отличающиеся высоким содержанием легирующих элементов (Mn, Cr, Zr, Ti, V), нерастворимых или малорастворимых в алюминии, Гранулирование (получение гранул — литых частиц с диаметром от нескольких миллиметров до десятых долей миллиметра) осуществляют распылением расплава с высокими скоростями охлаждения (104—108 °С/с) в воде. При этом образуются пересыщенные переходными металлами твердые растворы на основе алюминия; одновременно изменяется структура: грубые первичные и эвтектические включения интерметаллидов (присущие слиткам, получаемым по обычной технологии) становятся более тонкими и равномерно распределенными, что повышает механические свойства сплавов. Из гранул изготавливают прессованные полуфабрикаты и листы любых алюминиевых сплавов. В процессе горячей деформации при получении полуфабрикатов аномально пересыщенные твердые растворы распадаются с выделением дисперсных частиц интерметаллидов. Таким образом, технологический нагрев до 400—450 °С при изготовлении полуфабрикатов является упрочняющим старением сплава. Роль закалки для таких сплавов играет кристаллизация при больших скоростях охлаждения.

С помощью рентгеноструктурного фазового анализа и электронноструктурного микроисследования установлено, что упрочнение при термической обработке двухфазных (а+Р) -сплавов достигается за счет образования при закалке метастабильных (3-, а,"- и а'-фаз и распада их при последующем старении с выделением дисперсных частиц а- и р-фаз.

Твердость НВ при старении сплава, закаленного с 1050'С, повышается (рис. 105), начиная с 200° С достигает максимального значения 470 кгс/мм2 при 500° С и затем падает до 370 кгс/мм2 при 700° С. Увеличение твердости при распаде а'-фазы объясняется выделением дисперсных частиц а- и р-фаз, а снижение твердости •— коагуляцией продуктов распада.

Развитие вторичного твердения высокопрочных сталей наблюдается при разных содержаниях легирующих эле ментов На рис 131 показано влияние хрома, молибдена и ванадия на изменение твердости закаленной стали при отпуске в интервале развития вторичного твердения При 4 и особенно 6 % Сг наблюдается замедление падения твердости при отпуске, а при содержании выше 6 % Сг— повышение твердости (вторичное твердение) Легирование молибденом и ванадием существенно повышает сопротив ление отпуску, а при добавках молибдена >1,0 % и вана дня >0,5 % наблюдается эффект вторичного твердения Однако чрезмерное легирование молибденом (свыше 3,0%) оказывается нерациональным, так как не дает заметного повышения свойств стали При комплексном легировании высокопрочной стали хромом, молибденом и ванадием, су щественный пик вторичной твердости достигается пример но при содержании в стали 5 % Сг, 1—2 % Мо и 0,5 % V В этом случае эффект упрочнения обусловлен выделением дисперсных карбидов Ме7С3, Ме2зС6 (на базе хрома),

Отметим также что при низкотемпературном старении легирован ного аустенита с выделением дисперсных фаз возникает состояние очень сильного упрочнения и одновременно падает пластичность увеличива ется чувствительность к хрупкому разрушению Например сталь 40Х12Н8Г8МФБ (ЭИ481) после низкотемпературного старения приоб ретает высокую твердость но чувствительна к надрезу а ее жаропроч ные свойства нестабильны Поэтому для этой стали применяется двои ное (или ступенчатое) старение 660 °С (16 ч) и 800 "С (16 ч) Старе ние при повышенной температуре способствует снятию части напряжений, возникающих при низкотемпературном старении частичной коагуляция карбидных фаз

Вторичное твердение наиболее сильно проявляется при содержании Сг > 6 %, Мо > 1 %, V > > 0,5 %. Чрезмерное легирование молибденом и ванадием нерационально, так как не дает заметного повышения свойств стали. При комплексном легировании высокопрочной стали хромом, молибденом и ванадием существенный пик вторичной твердости достигается примерно при содержании в стали 5 % Сг; 1-2 % Мо и 0,5 % V. В этом случае эффект упрочнения обусловлен выделением дисперсных карбидов Ме7С3, Ме2зСб (на базе хрома), Ме2С (молибдена) и МеС (ванадия). Наибольшая роль в упрочнении принадлежит карбидам Мо2С и VC.

Структура сталей с карбидным упрочнением (стали типа «Р») примерно одинакова для всех групп. После окончательной термообработки (закалка + отпуск) их структура состоит из мартенсита с выделением дисперсных частиц легированных карбидов в основном типа М6С и МС. Такая структура обеспечивает теплостойкость инструмента до 600-640 °С.