Вторичного выделения

ность карбидных частиц и соответственно большую прочность. При указанных высоких температурах становится возможной и диффузия легирующих элементов, которая приводит их к перераспределению между ферритом и цементитом. Карбидообразующие элементы (Mo, W, V, (т) диффундируют из феррита в цементит, некарбпдообразующие (Ni, Co, Si) — из цементита в феррит. Обогащение цементита легирующими элементами до предела насыщения приводит к его превращению в специальный карбид (/И23С0, /И7С3, М2С или МС), который образуется в тех самых местах, где ранее были частицы цементита (превращение «на месте»). Однако возможно и прямое (или непосредственное) выделение частиц специальных карбидов, вызывающих эффект дисперсионного (или вторичного) твердения.

Нами показано [113], что при испытании в 3 %-ном растворе NaCI условный предел выносливости исследуемых сталей снижается в 2,5—4 раза. Влияние режима термической обработки на изменение абсолютного значения условного предела коррозионной выносливости сталей слабее, чем при испытании в воздухе. Изменение температуры отпуска меняет сопротивление коррозионной усталости. Более высокий условный предел коррозионной выносливости стали, подверженной отпуску при низшей температуре (570°С).объясняется более высоким содержанием легирующих элементов в твердом растворе. Повышение температуры отпуска до 660°С способствует обеднению твердого раствора легирующими элементами, выделению и коагуляции сложного карбида Ме^з^б и снижению сопротивления коррозионной усталости вследствие увеличения электрохимической гетерогенности. Закаленная и отпущенная при 570°С сталь 15Х16Н2М имеет высший по абсолютному значению условный предел коррозионной выносливости (<7_<С ='200 МПа) среди исследованных нами нержавеющих сталей мартенситного, переходного и ферритного класса. С повышением температуры отпуска до 660°С условный предел коррозионной выносливости стали 15Х16Н2М снижается до 160 МПа из-за проявления отпускной хрупкости, которая является результатом вторичного твердения с выделением частиц карбидной фазы.

Изучены также механические свойства и структура стали после ВТМО (в = 35%, упр= 1м/с при 900° С). Физические причины, определяющие увеличение прочности при ВТМО, заключаются в повышении плотности дислокаций в мартенсите Ъ дроблении его, кристаллов яа отдельные фрагменты величиной в доли микрона с взаимной разорнентировкой до 10—15°. В стали формируется определенная субструктура полигонизации (рис. 8, г). Дислокационные границы такого типа отчетливо видны на электронных микрофотографиях. Фрагментация кристаллов мартенсита обнаруживается при сопоставлении электронограмм. У сталей, легированных элементами, вызывающими эффект вторичного твердения (ванадием, молибденом, вольфрамом), упрочнение может быть

Фазовый карбидный анализ сталей 4Х5В2ФС, 4Х5МФС, 4Х4МВФ, 4Х4М1ВЗФ показал, что основной карбидной фазой этих сталей в'состоянии после закалки и отпуска является карбид МевС, в котором металлические атомы представлены молибденом, вольфрамом, хромом, железом и некоторым количеством ванадия. Повышение температуры и увеличение продолжительности нагрева приводит к возникновению некоторого количества карбидных фаз типа МеС, Ме3С, Ме7С3, Ме^С». Карбиды цемен-титного типа в этих сталях наблюдаются как после отпуска при сравнительно низких температурах,, так и при температурах несколько выше температур начала интервала вторичного твердения. Примерно в этом же температурном интервале появляются, и частицы карбидов Ме7С8 и МеС.

Стали типа Х12, Х12МФ, Х12Ф1, X12ВМФ иногда обрабатывают на вто» ричиую твердость с целью повышения теплостойкости. Обработка (закалка от 1110—1140 °С с последующим четырех -пятикратиым отпуском) при 490— 530°С или с обработкой холодом и одно-двухкратным отпуском применима только для малонагруженных штампов, поскольку закалка от столь высоких температур приводит к росту зерна иа три-четыре балла, а отпуск или обработка холодом — к распаду остаточного аустенита. Небольшой эффект вторичного твердения после закалки от обычных температур наблюдается только у сталей Х12ВМФ и Х12МФ (см. табл. 40), что обеспечивает им большую теплостойкость по сравнению со сталью XI2. Обработку холодом сталей типа Х12 применяют редко. Вследствие распада остаточного аустенита она повышает твердость, но одновременно и склонность к хрупкому разрушению. Ее целесообразно использовать для получения высокой твердости в массивных штампах. Охлаждение во .избежание образования трещин проводят замедленно.

В малоуглеродистых сталях с содержанием 0,15 % С для достижения явления вторичного твердения в результате выделения карбида MojC необходимо, чтобы сталь содержала ~ 0,5 % Мо [53]. При содержании в стали > 1 % Мо стабильным является карбид .Jtf6Q образующийся в результате превращения карбида МозС через переходные фазы Л/ззСб и МаМь.

ОЗХ11Н10М2Т после старения [28], может быть использована для низкоуглеродистых МСС, не склонных к образованию тепловой хрупкости [29]. В [36] показано, что в процессе старения сталей с добавками хрома после низкотемпературной закалки, проводимой для повышения сопротивляемости растрескиванию, снижаются пластичность и вязкость разрушения, возрастает склонность к тепловому ох-рупчиванию. Исследованиями [37] показано, что стали 08Х15Н4АМЗ и их сварные соединения после отпуска при 425...475 °С, имеющие максимальную прочность, наиболее чувствительны к появлению склонности к коррозии. Согласно данным [38], причиной низкой коррозионной стойкости стали 08Х15Н5Д2ТУ при сварочном нагреве является совмещение двух процессов — вторичного твердения и начальной стадии образования карбидной сетки. Отмечается общая закономерность увеличения склонности к коррозионному разрушению при повышении прочности стали, и она не имеет исключений при рассмотрении близких по составу сталей одного класса.

Для изготовления высокопрочных изделий с высокой ус тойчивостью к повышенным температурам эксплуатации используют стали со вторичным твердением Эффект вторичного твердения при отпуске закаленных на мартенсит сталей основан на выделении специальных карбидов в интервале температур 550—650 °С (см гл IX, п 5) При

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),

Сравнительная роль легирующих элементов в высоко прочных легированных хромом, молибденом и ванадием сталях состоит (Ф Б Пикеринг) в повышении склонно сти к образованию карбидов (Cr
Полезным является легирование высокопрочной стали со вторичным твердением кремнием Кремний повышает интенсивность вторичного твердения, однако он одновременно ускоряет перестаривание и поэтому содержание кремния ограничивается 0,7—1,0 % Небольшие добавки ниобия '(0,1—0,2 %) способствуют получению мелкозернистой стали

В начале в раствор переходят одновременно цинк и медь в пропорции, соответствующей составу сплава. Ионы меди затем вторично выделяются из раствора, а образовавшийся осадок меди ускоряет электрохимическую коррозию латуни, как добавочный катод. В результате в раствор переходят ионы цинка, и с течением времени обесцинкование распространяется так глубоко, что приводит к образованию сквозных повреждений латуни. Для уменьшения обесцинкования латуней сплав дополнительно легируют небольшими количествами олова, никеля, алюминия, а чаще всего мышьяка, порядка 0,001—0,012%. Возможный механизм влияния мышьяка — увеличение перенапряжения вторичного выделения меди.

ляет от 0,008 до 0,1 мм в год. Простые латуни (мунц-ме-талл) могут при обесцинковании иметь скорость разрушения 0,2 мм/год и выше. Дополнительное введение в латунь небольших 'количеств мышьяка (порядка 0,001 — 0,06%) заметно снижает склонность латуней к обесцин-кованию. Возможный механизм влияния мышьяка — увеличение перенапряжения для вторичного выделения меди. Латуни, содержащие не менее 85% меди i(томпак), не подвержены обесцинкованию.

На рис. 182 видно, что сплавы, расположенные дальше от углов диаграммы, проходят при охлаждении последовательно через стадии (жидкость)->- (жидкость + А) ->• (жидкость +А + + В). Аналогичная последовательность имеется и при перитек-тической реакции. Для данного сплава температура, при которой появляется первая твердая фаза, соответствует поверхности ликвидус, которая иногда называется поверхностью первич>-ного выделения. Температура, при которой появляется вторая твердая фаза, соответствует .поверхности вторичного выделения. Эту температуру иногда трудно определить точно. Если рассматриваемая фаза является твердым раствором, то для того, чтобы переход от поверхности первичного к 'Поверхности вторичного выделения происходил в равновесных условиях, необходимо, чтобы в твердой фазе происходила диффузия. Если охлаждение недостаточно медленное, истинное равновесие не успевает установиться, и имеется тенденция к занижению значений температуры вторичного выделения так же, как в случае определения точки солидус бинарных сплавов с помощью кри-

Применение микроскопического исследования для определения поверхности вторичного выделения возможно при условии, что сплавы не являются слишком летучими или химически активными; их структуры, существующие при -высокой температуре, не должны маскироваться изменениями, происходящими при закалке или во время быстрого охлаждения. Если эти условия удовлетворяются, то исследование заключается в закалке или быстром охлаждении сплава после отжига. Отжиг должен обеспечивать равновесие, и его нужно проводить при последовательно повышающихся температурах. Отметим, что продолжительность отжига в такого рода работе может быть гораздо длительнее, чем продолжительность отжига, необходимая при определении точек солидус в бинарной системе. Как объяснялось в главе 19, если гомогенный сплав нагревается немного выше точки плавления обычно в течение получаса, то при этом образуется жидкость в 'Количестве, которое может быть обнаружено микроанализом. С другой стороны, если нагревается тройной сплав, состоящий из жидкости, а также твердых фаз А и В, то это часто приводит к образованию грубой структуры, которая может потребовать длительного отжига для того, чтобы стать двухфазной типа (жидкость + А). Когда относительное количество жидкости у поверхности вторичного выделения достаточно велико, при кристаллизации возможна сегрегация кристаллов, и в таком случае микроскопический метод оказывается бесполезным.

Может случиться, что вследствие экспериментальных трудностей (например, связанных с установлением различия между фазами СгА17 и Сг2АЦ) или из-за сложности системы точно не известно, к какой части поверхности ликвидус относится данная твердая фаза. В таком случае выплавляется сплав соответствующего состава, который очень медленно охлаждается до тех пор, пока не начнется первичное выделение. Затем полужидкий стлав выдерживается в течение суток в области между температурами первичного и вторичного выделения, и затем соответственно природе сплава закаливается или быстро охлаждается. Полученный таким образом металл будет иметь относительно крупные кристаллы, образованные во время медленного охлаждения и выросшие в течение отжига, а также

Вольфрам-карбидовый напильник 262 Вольфрамурановые сплавы 183 Вторичного выделения, поверхность 372 Выделения, скорость 121 Выплавка, техника 47 » тигли 87 » чистого металла 125 » эвтектических сплавов 129 Высокочастотные генераторы 59

На рис. 182 видно, что сплавы, расположенные дальше от углов диаграммы, проходят при охлаждении последовательно через стадии (жидкость)->- (жидкость + А) ->• (жидкость +А + + В). Аналогичная последовательность имеется и при перитек-тической реакции. Для данного сплава температура, при которой появляется первая твердая фаза, соответствует поверхности ликвидус, которая иногда называется поверхностью первич>-ного выделения. Температура, при которой появляется вторая твердая фаза, соответствует .поверхности вторичного выделения. Эту температуру иногда трудно определить точно. Если рассматриваемая фаза является твердым раствором, то для того, чтобы переход от поверхности первичного к 'Поверхности вторичного выделения происходил в равновесных условиях, необходимо, чтобы в твердой фазе происходила диффузия. Если охлаждение недостаточно медленное, истинное равновесие не успевает установиться, и имеется тенденция к занижению значений температуры вторичного выделения так же, как в случае определения точки солидус бинарных сплавов с помощью кри-

Применение микроскопического исследования для определения поверхности вторичного выделения возможно при условии, что сплавы не являются слишком летучими или химически активными; их структуры, существующие при -высокой температуре, не должны маскироваться изменениями, происходящими при закалке или во время быстрого охлаждения. Если эти условия удовлетворяются, то исследование заключается в закалке или быстром охлаждении сплава после отжига. Отжиг должен обеспечивать равновесие, и его нужно проводить при последовательно повышающихся температурах. Отметим, что продолжительность отжига в такого рода работе может быть гораздо длительнее, чем продолжительность отжига, необходимая при определении точек солидус в бинарной системе. Как объяснялось в главе 19, если гомогенный сплав нагревается немного выше точки плавления обычно в течение получаса, то при этом образуется жидкость в 'Количестве, которое может быть обнаружено микроанализом. С другой стороны, если нагревается тройной сплав, состоящий из жидкости, а также твердых фаз А и В, то это часто приводит к образованию грубой структуры, которая может потребовать длительного отжига для того, чтобы стать двухфазной типа (жидкость + А). Когда относительное количество жидкости у поверхности вторичного выделения достаточно велико, при кристаллизации возможна сегрегация кристаллов, и в таком случае микроскопический метод оказывается бесполезным.

Может случиться, что вследствие экспериментальных трудностей (например, связанных с установлением различия между фазами СгА17 и Сг2АЦ) или из-за сложности системы точно не известно, к какой части поверхности ликвидус относится данная твердая фаза. В таком случае выплавляется сплав соответствующего состава, который очень медленно охлаждается до тех пор, пока не начнется первичное выделение. Затем полужидкий стлав выдерживается в течение суток в области между температурами первичного и вторичного выделения, и затем соответственно природе сплава закаливается или быстро охлаждается. Полученный таким образом металл будет иметь относительно крупные кристаллы, образованные во время медленного охлаждения и выросшие в течение отжига, а также

Вольфрам-карбидовый напильник 262 Вольфрамурановые сплавы 183 Вторичного выделения, поверхность 372 Выделения, скорость 121 Выплавка, техника 47 » тигли 87 » чистого металла 125 » эвтектических сплавов 129 Высокочастотные генераторы 59