Все о металле, его обработке и переработке
Партнеры
  • .

Специальные стали

УГЛЕРОДИСТЫЕ СТАЛИ ОБЫКНОВЕННОГО КАЧЕСТВА

В строительстве широко применяют углеродистые стали обыкновенного качества, как наиболе дешевые, техноло­гичные и обладающие необходимым комплексом свойств при изготовлении многих металлоконструкций массового назначения.

Углеродистые стали обыкновенного качества производят в больших масштабах. Кроме строительства, их использу­ют в машиностроении и других отраслях народного хозяй­ства. В основном эти стали используют в горячекатаном состоянии без дополнительной термической обработки. Как правило, они имеют феррито-перлитную структуру. В ряде случаев прокат подвергают термическому упрочнению.

Стали группы В поставляют с регламентированными механическими свойствами и химическим составом. Как правило, такие стали’ применяют для изготовления сварных металлоконструкций, так как свариваемость стали опреде­ляется составом стали, а механические свойства вне зоны сварки определены в состоянии поставки. Стали группу В дороже, чем стали групп А и Б, их применяют для ответ­ственных изделий.

Углеродистые стали обыкновенного качества бывают спокойными (сп), полуспокойными (пс) и ки­пящими (кп). В их составе разное содержание кремния, %: спокойные — 0,12—0,30, полуспокойные — 0,05—0,17; кипящие ^0,07.

Каждая марка стали может иметь различную категорию в зависимости от количества нормируемых показателей химического состава и механических свойств.

Обозначаются углеродистые стали обыкновенного качества буква­ми «Ст», за которыми следует цифра, указывающая порядковый номер марки стали, а не среднее содержание углерода в ней, хотя с повы­шением номера от Ст 1 до Ст 6 содержание углерода в стали увеличи­вается. Группы Б и В указывают впереди марки. Группа А в обозна­чении марки не указывается. Для обозначения степени раскисления пос­ле номера марки добавляют один из индексов сп, пс, кп, а категория нормируемых свойств (кроме категории 1) указывается последующей цифрой. Полуспокойиые стали могут иметь повышенное содержание марганца (до 1,2%). В этом случае после номера стали ставится буква «Г».

Так, ВСтЗспб означает, что сталь СтЗ спокойная, группы В, катего­рии 5 (нормируемыми для этой категории показателями являются: химический состав, временное сопротивление при растяжении, предел текучести, относительное удлинение, изгиб в холодном состоянии, удар­ная вязкость при —20 0C и после механического деформационного ста­рения).

Ст2кп означает, что сталь Ст2, кипящая, группы А, категории 1 (нормируемые показатели: временное сопротивление при растяжении и относительное удлинение).

БСт5Гпс2 означает, что сталь Ст5, полуспокойная, с повышенным содержанием марганца, группы Б, категории 2 (нормируется содержа­ние С, Mn, Si, Р, S, As, N, Cr, Ni, Cu).

Данные табл. 6 иллюстрируют состав[14] и механические свойства углеродистых сталей обыкновенного качества.

Из перечисленных марок сталей наибольшее примене­ние в строительстве для изготовления сварных металло­конструкций находит сталь СтЗ. По сравнению с ней стали марок от Ст4 до Стб значительно хуже свариваются, а ста­ли CtO до Ст2 — менее прочные. В качестве арматурной

Таблица 6. Гарантируемые показатели для углеродистых спокойных и полуспокойных сталей обыкновеииого качества (образцы толщиной до 20 мм)

Марка стали

Группа А

Группа Б

<тв, МПа

<тт, МПа

6, %

Изгиб на 180° (а—толщина

Образца, d—диаметр оправки)

С, %

Mn %

Не менее

CiO

310

23

D-2a

<0,23

CTI

320—420

34

D-0

0,06—0,12

0,25—0,50

Ст2

340—440

230

32

D-0

0,00—0,15

0,25—0,50

СтЗ

380—490

250

27

D-0,5a

0,14—0,22

0,40—0,65

Ст4

420—540

270

24

D-2a

0,18—0,27

0,40—0,70

Ст5

500—640

290

20

D-3a

0,28—0,37

0,50—0,80

Стб

600

320

15

0,38—0,49

0,50—0,80

Примечание. Гарантируемые показатели группы В включают требования к группам А и Б, кроме того, для сталей ВСтЗсп и ВСтЗпс категорий 3—5 уста­новлены дополнительные требования по ударной вязкости (KCU) при +20 хладостойкость при —20 °С и после механического старения.

Руемых при низких климатических температурах, а также для сварных конструкций, находящихся под воздействием динамических и вибрационных нагрузок (ответственные сооружения), недопустимо. Для строительства наиболее ответственных сооружений следует применять только спо­койную сталь.

Однако углеродистые стали обыкновенного качества за­частую не обеспечивают требуемых свойств по хладостой — кости при эксплуатации сварных металлоконструкций в

Температура испытания, °С

Рис. 67. Зависимость ударной вязкости KCU (а), % волокна В в изломе (б), ра­боты зарождения а3 (в) н развития трещины tip (г) от температуры испытания Для спокойной (сп) н кипящей (кп) стали СтЗ (М. Н. Георгиев)

Условиях Сибири и Крайнего Севера, т. е. в районах с низ­кими климатическими температурами. Другим существен­ным недостатком строительных углеродистых сталей является их малая прочность, что приводит к большому расходу металла и увеличению массы металлоконструк­ций. Поэтому повышение прочности строительных сталей и увеличение их хладостойкости являются важными народ­но-хозяйственными проблемами. Решается эта задача пу­тем термического упрочнения углеродистых сталей и при­менения низколегированных сталей.

2. Термоупрочненные стали

Термоупрочнение является эффективным методом повыше­ния прочности углеродистых сталей. Теоретические основы, технология и оборудование этого метода упрочнения ста­лей различного назначения разработаны М. В. Приданце — вым, К. Ф. Стародубовым, И. Г. Узловым и другими совет­скими учеными.

Сущность метода термоупрочнения проката состоит в том, что по окончании прокатки сталь из аустенитного со­стояния охлаждается ускоренно, в результате чего образу­ются более низкотемпературные продукты распада аусте­нита, чем в обычной горячекатаной стали.

На рис. 68 приведена схема, характеризующая распад аустенита низкоуглеродистой стали СтЗ при охлаждении на воздухе (горячекатаное состояние) и при прерванном

Охлаждении в воде (термоуп­рочнение). В горячекатаной стали аустенит как в центре проката, так и на его поверх­ности распадается в верхней части перлитной области, в ре­зультате чего образуется фер- рито-перлитная структура. При термоупрочнении температу­ра превращения аустенита зна­чительно понижается, в резуль­тате чего в центральных зонах проката частично предотвра­щается выделение избыточно­го феррита и получается пер­лит более дисперсного строе­ния — псевдоэвтектоид (иногда частично бейнит). В поверхно­стных слоях проката неболь­шого сечения возможно обра­зование мартенсита, однако из-за-высокой температуры на­чала мартеиситного превращения в стали с низким содер­жанием углерода (Mh=400—450° при 0,2 % С) будет про­текать самоотпуск мартенсита.

Рис. 68. Схематическая термо — кииетическая диаграмма ста­ли СтЗ с наложенными кривы­ми охлаждения центра (ц) и поверхности (п) проката при термическом упрочнении (штри­ховые линии) и при охлажде­нии иа воздухе — горячеката­ное (сплошные линии) состоя­ние (Ю. Г. Эйсмоидт, А. А. Шу­стов)

Время

Кроме того, технология термоупрочнения проката в большинстве случаев предусматривает ускоренное охлаж­дение только в течение определенного времени (прерван­ное охлаждение), по окончании которого температура по­верхностных слоев проката повышается за счет тепла вну­тренних слоев. Поэтому через некоторое время после того, как охлаждение прервано, температуры центра и поверх­ности выравниваются и происходит самоотпуск стали. При такой технологии термоупрочнения дополнительный отпуск стали не требуется, а проведенная термическая обработка проката является окончательной. Необходимо отметить, что при термоупрочнении стали закалки стали фактически не происходит (кроме некоторых случаев закалки тонких поверхностных слоев). Обусловлено это тем, что низкоугле — роднстая нелегированная сталь имеет низкую устойчивость переохлажденного аустенита и, следовательно, весьма боль­шую верхнюю критическую скорость охлаждения при за­калке (500—1000°С/с), а также, как отмечалось, высокую температуру начала мартенситного превращения. Поэтому при охлаждении реальных профилей проката обеспечить закалку на мартенсит практически невозможно.

Ускоренное охлаждение проката при термоупрочиении осуществля­ется в различных охлаждающих устройствах: закалочных баках с си­стемой активации воды, спрейерных установках, расположенных на рольгангах прокатного стаиа, установках водовоздушного охлаждения и др. Конструкция этих устройств предусматривает прерывание охлаж­дения через заданный промежуток времени. Если охлаждение прово­дят до комнатной температуры, то предусматривается отпуск стали.

Термоупрочнение в потоке стана с использованием тепла прокатно­го нагрева наиболее рационально и экономически выгодно в условиях современного производства. Однако в ряде случаев целесообразно тер­моупрочнение со специального повторного нагрева горячекатаной стали (например, .электросварные трубы большого диаметра). По мнению ря­да ученых (К. Ф. Стародубов), при термоупрочнении непосредственно по окончании деформации возможно дополнительное упрочнение за счет эффекта термомеханической обработки. Возможность реализации такого эффекта вероятна лишь для низколегированных сталей.

На рис. 69 приведены структуры горячекатаной и тер — моупрочненной стали СтЗ, в последней свободного феррита меньше, он выделяется в виде тонких прослоек игольчатой формы по границам и внутри зерна. Псевдоперлит и отпу­щенный бейнит имеют тонкое строение.

Рис. 69. Микроструктура стали СтЗ в горячекатаном состоянии (а) и после термического упрочнения (б), XlOO

Заметное изменение структуры стали в результате тер­моупрочнения по сравнению с горячекатаной сталью вызы­вает существенное изменение механических свойств стали (табл. 7).

T а б л и"ц а 7. Механические свойства горячекатаной (числитель) и термоупрочиеииой (знаменатель) углеродистой стали (по данным разных авторов)

Марка

Вид проката

Режим

Ав

6

Ч>

К*

Стали

Термоупрочиеиия

МПа

%

СтЗсп СтЗпс СтЗкп

Швеллер № 19

Уголок 200Х 200Х X 16,5

Лист 16 MM

С прокатного на­грева с самоотпу­ском

440 640

410 580

420 550

340

470

240 380

260 360

28,5 15,2

33,5 15,5

32,5 21,5

56,5 53,5

57,0 56,5

1,45 1,41 1,30

Стбсп Ст5сп

Арматура № 14

Электронагрев с самоотпуском при 4000C

То же, при 500 0C

610 1120

610 920

390 1050

390

730

24,7 9,8

24,7 14,7

;

1,84 1,51

Стбсп

То же, при 600 0C

610 790

111

24,7 20,0

1,30

Стбсп

То же, при 680 0C

О I о to I to

390 470

24,7 21,7

1,10

* K=Ok /а — степень упрочнения, т. упр вг. к

Прочность стали возрастает в 1,3—1,5 раза при сохра­нении высоких значений пластических свойств. Степень упрочнения может быть увеличена еще посредством умень­шения температуры самоотпуска или, что равнозначно, увеличения времени охлаждения в воде.

Процесс термоупрочнения при оптимальной технологии наряду с упрочнением обеспечивает понижение порога хладноломкости и снижение склонности к деформационно­му старению. На рис. 70 показана зависимость порога хладноломкости (по началу появления хрупкого излома) арматурной углеродистой стали в зависимости от степени упрочнения. Наблюдается снижение порога хладноломко­сти до степени упрочнения 1,8. Лишь при степени упрочне­ния более 2,2 хладостойкость термоупрочненной стали становится выше, чем горячекатаной. Значение степени уп­рочнения, при котором порог хладноломкости повышается, будет различным для разных профилей проката и марок стали. Но даже и в толстостенных профилях проката уп­рочнение не сопровождается увеличением критической температуры хрупкости выше, чем для горячекатаной стали.

Таким образом, термоупрочнение углеродистых строи­тельных сталей позволяет повысить прочностные характе­ристики стали в 1,3—1,5 и более раз, снизить порог хладноломко­сти (для большинства видов про­ката) или сохранить его на преж­нем уровне, при этом характери­стики пластичности стали оста­ются соответствующими нормам стандартов. В результате исполь­зования термоупрочненного про­ката в строительстве достигается экономия металла от 15 до 60 % и повышается надежность метал­локонструкций и сооружений. Термоупрочнение с прокатного нагрева позволяет получить в ме­таллургии большую экономию капиталовложений, топ­лива и энергии, уменьшить потери металла в окалину. Недостатком процесса термоупрочнения является короб­ление проката и необходимость его правки. Эти недо­статки устранимы при оптимальной технологии произ­водства.

Ьл,0C

__ I—————— 1—-

7 Х, Ч 1,8 2,2 2,6 К

Рис. 70. Изменение порога хла­дноломкости Гхл термически упрочненной стали в зависимо­сти от степени упрочнения К (К. Ф. Стародубов, Ю. П. Гуль)

Термоупрочненная углеродистая сталь для сварных ме­таллических конструкций обозначается ВСтТсп, ВСтТпс и ВСтТкп. В соответствии с ГОСТ 14637—79 такая сталь со­держит 0,10—0,21 % С и 0,4—0,65 % Mn. Для листов тол­щиной 10—40 мм гарантируются следующие механические свойства: <тв^430 МПа; <гт^295 МПа, 6^16 %, KCU ^0,3 МДж/м2, после механического старения KCU^O,3 МДж/м2. Арматурная термически упрочненная сталь из­готовляется из углеродистой и легированной стали по ГОСТ 10884—81.

129

В настоящее время Советский Союз занимает первое место в мире по производству термоупрочненного проката.

9—970

Термоупрочнению подвергают арматуру, лист, сортовой и фасонный профиль, катанку, трубы, рельсы и др. Эффек­тивно термоупрочнение проката и из низколегированных сталей.

Четвертая

К строительным относятся конструкцион­ные стали, применяемые для изготовления металлических конструкций и сооружений, а также для арматуры железобетона.

Капитальное строительство является вторым по масш­табам после машиностроения потребителем стали. Строи­тельные стали применяют для изготовления металлоконст­рукций зданий, сооружений, мостов, кранов, вагонов, машин, эстакад, бункеров, резервуаров и т. п. Эти стали должны иметь определенное сочетание прочностных и пла­стических свойств, высокую вязкость, коррозионную стой­кость, малую склонность к хрупким разрушениям, а также обладать хорошими технологическими свойствами: свари­ваемостью, обрабатываемостью резанием, способностью к гибке, правке и т. д.

Строительные стали для металлических конструкций подразделяют по категориям прочности на семь классов. Каждый класс прочности характеризуется минимально га­рантированными значениями временного сопротивления разрыву (числитель) и предела текучести (знаменатель): к классу прочности С380/230 относятся стали нормальной прочности, к классам С 460/330 и С 520/400 принято отно­сить строительные стали повышенной прочности, а к клас­сам С 600/450, С 700/600 и С 850/750 — стали высокой прочности. Арматурные строительные стали в зависимости от механических свойств делят на классы от A-I до A-VII.

Временное сопротивление при растяжении и предел те­кучести являются основными расчетными характеристика­ми при проектировании металлоконструкций и сооружений.

От их значений зависит сечение элементов конструкций, а следовательно, их масса. Насколько значительна экономия металла от повышения прочности строительной стали, хоро­шо видно на примере замены углеродистой стали в строи­тельных металлических конструкциях на низколегирован­ные стали более высокой прочности (рис. 66).

Не менее важным критерием, определяющим эксплуа­тационную надежность строительных конструкций, являет­ся их склонность к хрупким разрушениям, наиболее часто характеризуемая температурой перехода из вязкого в хрупкое состояние (порогом хладнолом­кости). Этот критерий опреде­ляет не только надежность конструкции при эксплуатации в условиях отрицательных кли­матических температур, но он также показывает запас вязко­сти конструкции, работающей при комнатной и близкой к ней температурам. По хл а до — стойкости строитель­ные стали делят на ста­ли без гарантирован­ной хладостойкости, стали хладостойкие до —400C истали для ме­таллоконструкций, экс­плуатируемых ниже

—40 0C (стали «северного исполнения»).

Свариваемость — одно из главных технологических тре­бований, предъявляемых к строительным сталям, так как большинство металлоконструкций являются сварными. Одним из важнейших технологических показателей свари­ваемости является углеродный эквивалент

¦ Мо/4 + V/14, (24)

Где содержание соответствующих элементов выражено в % (по массе).

80

60

20

200 400 600

800 Б.

WOO Г, МПа

1

1 I

40

Рнс. 66. Теоретическое сниже­ние массы стальных металло­конструкций нз-за повышения предела текучести стали (Н. П. Мельников):

1 — пролетные строения; 2 — растянутые элементы конструк­ций; 3 — поперечники промыш­ленных зданий

C3KB = C + Мп/6 + Si/24 + N!/40 + Сг/5

Углеродный эквивалент строительных сталей обычно не должен превышать 0,45—0,48 %. Поэтому предельное со­держание углерода в низколегированных строительных сталях обычно не превышает 0,18 % и устанавливается тем ниже, чем более легирована сталь.

Из-за больших объемов потребления строительная сталь должна быть дешевой и не содержать в своем составе до­рогих и дефицитных элементов.

Глава X

4. Возврат и рекристаллизация матрицы

При отпуске закаленной стали проходят процессы возвра­та и рекристаллизации, аналогичные протекающим при на­греве холоднодеформированной стали. Различие обуслов­лено разницей исходной структуры. Плотность дислокаций закаленной стали, как и холоднодеформированной, высокая (10®—IO10, мм-2), однако в мартенсите отсутствует ячеистая структура, а дислокации распределены относительно рав­номерно; для такой структуры характерно множество гра­ниц между мартенситными кристаллами. Все это, а также выделение карбидной фазы при отпуске накладывают свои особенности на процессы возврата и рекристаллизации мартенситной матрицы.

По мере повышения температуры отпуска закаленной стали в тонкой структуре происходит перераспределение и

Аннигиляция дислокаций, выстраивание дислокаций в ста­бильные стенки, возникновение субзерен, образование по­лигональной субструктуры и начало рекристаллизации. Температурный интервал каждого из этих процессов и сте­пень его реализации находятся в прямой связи с устойчи­

Востью сегрегаций атомов примесей, типом, количеством и характером выделения карбидных (нитридных) фаз при отпуске и их влиянием на блокирование дефектов кристал­лического строения.

113

Указанные процессы хорошо наблюдаются при исследо­вании тонких фольг методом трансмиссионной электронной микроскопии (табл. 5). Из табл. 5 видно влияние выделе­ний карбида ванадия на температурный интервал возвра-

8—97© та и рекристаллизации мартенситной матрицы железа и стали. Наблюдаемые при этом изменения иллюстрируют структуры стали 40Ф после закалки и различных темпера­тур отпуска (рис. 61).

Таблица 5. Влияние ванадия на температуры возврата и рекристаллизации железа и стали 40 (В. М. Фарбер)

Температура, "С, при выдержке 2 ч

Материал

Начало поли-

Конец

Начало

Гонизацин

Полигонизацин

Рекристаллизации

FCTme (0,02 % С)

450

500

550

FeiexH (0,1 % V)

600

40…………………………

550

680

40Ф (0,21 % V) .

680

720

Ac1-Ac3

Характер перестройки структуры при отпуске находит­ся в прямой связи с влиянием примесей и выделений на блокирование дефектов кристаллического строения. Так, при выделении цементита высокая плотность дефектов в структуре сохраняется до температур отпуска 350—4000C, для карбида {Fe, Сг)7С3 до 450—5000C, для частиц Mo2C и VC до 500—550 °С, для NbC до 550—570 0C.

5. Дисперсионное упрочнение

При отпуске закаленно" легированной стали протекают два противоположных по влиянию на прочность процесса: раз­упрочнение вследствие распада мартенсита и упрочнение в результате выделения дисперсных частиц специальных кар­бидов. Дисперсные карбидные частицы повышают предел текучести стали (твердость, временное сопротивление), так как являются эффективными препятствиями на пути дви­жения дислокаций. Эффективность упрочнения обусловли­вается количественным соотношением процессов разупроч­нения и упрочнения.

На рис. 62 приведена схема, иллюстрирующая соотно­шение процессов разупрочнения и упрочнения при отпуске легированного карбидообразующими элементами мартенси­та. Если повышение прочности Ц-Аад. ч| в результате вы­деления дисперсных частиц карбидов (рис. 62, кривая 1) превышает разупрочнение |—Лагт. р| твердого раствора при отпуске (рис. 62, кривая 2) при повышении температуры от tx до t2, то суммарное изменение прочности стали (рис.

62, кривая 3) будет характеризоваться наличием пика по­вышения прочности. Для приведенного случая при темпе­ратуре отпуска t21 + АОд. ч I > I —Аотр |. Если эффект упроч­нения будет меньше, чем эффект разупрочнения, т. е. |+Л(Тд. ч|<|—Aot-PI, то на суммарной кривой изменения прочности пика не будет, а будет лишь наблюдаться замед­ление процесса разупрочнения (рис. 62).

А

У

V Z \

В

S— T

У&бт. р

}-А6т. р

VO4

/sS4

T; t2 t, tz tDJn

Рже. 62. Изменение прочности вследствие распада мартенсита (1), из-за выделе­ния дисперсных карбидных частиц (2) и суммарное (3) прн отпуске закаленной стал» (М. И. Гольдштейи):

«-|Додл1>|-Дотр1; б — |Дстд ч1<1-Дотр|

Для дисперсных частиц определенного фазового соста­ва соотношение между упрочнением и разупрочнением, т. е. результирующая прочность, будет зависеть от содержания легирующего элемента, образующего дисперсную упрочня­ющую фазу. Чем больше такого элемента выделяется в ви­де дисперсной фазы (при сохранении ее размеров), тем больше упрочнение преобладает над разупрочнением. На рис. 63 показано влияние содержания ванадия на прочность (твердость) стали 40 после закалки и отпуска. В стали без ванадия упрочнение благодаря выделению карбида ванадия отсутствует, т. е. Aavc=O. При 0,25% V| +Aavc| » |— Дам| и на соответствующей кривой после отпуска при 500— 600 0C наблюдается почти горизонтальная линия. При больших содержаниях ванадия (0,47; 0,9 и 1,7%) |+А(Тус|>|—Аам| и на кривых наблюдается повышение прочности, которое называют пиком вторичной твер­дости.

8*

115

Минимальная концентрация карбидообразующего эле­мента, при которой упрочнение преобладает над разупроч­нением, зависит от содержания углерода и типа образуемо­го карбида. Так, в низкоуглеродистой стали (0,1—0,15 % С) пик вторичной твердости появляется при 0,1—0,2 % V или 0,08—0,12 % Nb, или 2,5—3,0 % Cr.

Из приведенных примеров видно, что для разных содер­жаний элементов, образующих дисперсную упрочняющую фазу, кривые изменения прочности однотипны. Они разли­чаются только тем, что при большом количестве дисперс­ных частиц на кривых наблюдается максимум вторичной твердости, а при малом количестве его нет, но при этом происходит замедление падения прочности. В первом слу­чае явление повышения проч­ности обычно характеризуют термином дисперсионное твер­дение, а во втором — термином дисперсионное упрочнение. Термин «дисперсионное упроч­нение» является более общим, так как применим к процессам, при которых выделяется лю­бое количество дисперсных уп­рочняющих частиц, тогда как термин «дисперсионное тверде­ние» — лишь к процессам с та­ким количеством частиц, при котором появляется пик вто­ричной твердости.

Явление дисперсионного уп­рочнения, при отпуске протека­ет в сталях, легированных силь­ными карбидообразующими элементами: хромом, молибденом; вольфрамом, ванадием, ниобием, титаном, цирконием, а также в сталях, в которых упрочняющими фазами являются также нитриды и интер- металлиды.

Необходимо отметить, что пик вторичной твердости мо­жет быть обусловлен и превращением при отпуске остаточ­ного аустенита в мартенсит (вторичная закалка) в соответ­ствии со схемой, приведенной на рис. 60.

Тс

500 600 t0Tn°C

Рис. 63. Влияние температуры отпуска иа твердость — стали 40 с разным содержанием ванадия (М. И. Гольдштейи)

Чоо

Зачастую пик вторичной твердости может быть обус­ловлен и дисперсионным упрочнением и вторичной закал­кой. Такое явление наблюдается, например, при отпуске быстрорежущих сталей.

6. Отпускная хрупкость стали[13]

Конструкционные стали, подвергаемые закалке и отпуску, имеют склонность к отпускной хрупкости. После отпуска при определенных температурах и условиях наблюдается повышение температуры вязко-хрупкого пере­хода (рис. 64). На многих сталях охрупчивание наблюда­ется и по снижению ударной вязкости (рис. 65). Однако изменение температуры перехода является более надеж­ным критерием склонности стали к отпускной хрупкости. Различают два рода отпускной хрупкости (рис. 65). От-


HRC

Zoo зоо чоа ш T„>

КCU, MД>к/м^

Кси, МДж/мг 18


Рис. 64. Влияние температуры испытания на переход стали 37XH3A из вязкого состояния в хрункое (В. Д. Садовский, А. В. Смирнов, Е. Н. Соколков): / — закалка; сталь склонна к отпускной хрупкости; 2 — BTMO; сталь не склонна к отпускной хрупкости

Рис. 65. Влияние температуры отпуска стали 37XH3A на ударную вязкость и твердость (В. Д. Садовский, Л. В. Смирнов, Е. Н. Соколков):

1 — закалка; сталь склонна к отпускной хрупкости; 2 — BTMO; сталь не склонна к отпускной хрупкости

Пускная хрупкость I рода, или необратимая, проявляется при отпуске около 300°С, и отпускная хрупкость II рода, или обратимая, обнаруживается после отпуска выше 500 °С.

Необратимая отпускная хрупкость (I рода) присуща практически всем сталям, углеродистым и легированным, после отпуска в области температур 250—400 0C. Повтор­ный отпуск при более высокой температуре (400—5000C) снимает хрупкость, и сталь становится к ней не склонной даже при отпуске вновь в район опасных температур. В связи с этим эта хрупкость получила название необра­тимой. Этот род хрупкости не зависит от скорости ох­лаждения после отпуска.

Легирующие элементы, за исключением кремния, не влияют существенно на развитие хрупкости I рода. Крем­ний сдвигает интервал развития хрупкости в область более высоких температур отпуска (350—450 0C). Высокотемпе­ратурная термомеханическая обработка (BTMO) уменьша­ет склонность к отпускной хрупкости (см. рис. 65). На практике для исключения охрупчивания стали избегают проведения отпуска в области опасных температур.

Хотя природа необратимой отпускной хрупкости стали окончательно не установлена, считается, что наиболее ве­роятной причиной охрупчивания является выделение кар­бидных фаз по границам зерен на начальных стадиях рас­пада мартенсита. Вследствие этого создается неоднородное состояние твердого раствора, возникают пики напряжений, и сопротивление разрушению по границам заметно меньше, чем по телу зерна, происходит межкристаллитное разру­шение (В. И. Саррак, Р. И. Энтин).

Обратимая отпускная хрупкость (II рода) в наиболь­шей степени присуща легированным сталям после высоко­го отпуска при 500—650 0C и медленного охлаждения от температур отпуска. При быстром охлаждении после от­пуска (в воде) вязкость не уменьшается, а монотонно возрастает с повышением температуры отпуска. Отпускная хрупкость усиливается, если сталь длительное время (8— 10 ч) выдерживается в опасном интервале температур.

Отпускная хрупкость II рода может быть устранена по­вторным высоким отпуском с быстрым охлаждением и вы­звана вновь высоким отпуском с последующим медленным охлаждением. Поэтому такую отпускную хрупкость назы­вают обратимой. Развитие обратимой отпускной хруп­кости не сопровождается какими-либо изменениями других механических "свойств, а также видимыми при световой и электронной микроскопии структурными изменениями. Лишь при травлении шлифов поверхностно-активными ре­активами наблюдается повышенная травимость по грани­цам аустенистных зерен. По этим границам происходит и межзеренное хрупкое разрушение.

Легирование стали Cr, Ni, Mn усиливает отпускную хрупкость. Особенно сильно охрупчивается сталь при со­вместном легировании Cr+Ni, Cr+Mn, Cr+Mn+Si и др.

Введение до 0,4—0,5 % Mo и до 1,2—1,5 % W уменьшает, а иногда полностью подавляет склонность стали к обрати­мой отпускной хрупкости; при более высоком содержании этих элементов хрупкость вновь усиливается.

В последние годы достоверно установлена связь обра­тимой отпускной хрупкости с обогащением границ зерен примесями, в первую очередь фосфором и его — химически­ми аналогами: сурьмой, мышьяком, а также оловом. По степени влияния на охрупчивание элементы располагают­ся в ряд Sb, Р, Sn, As, где наиболее сильное влияние ока­зывает сурьма. Так, содержание сурьмы 0,001 % уже вы­зывает значительное развитие хрупкости, повышая порог хладноломкости после окрупчивающего отпуска почти на 100°С. При таких же содержаниях фосфор смещает порог хладноломкости на 40 °С. С помощью методов электронной микроскопии (Оже-спектроскопия, метод обратного рас­стояния быстрых ионов) проведена оценка сегрегаций ука­занных примесей на границах зерен. Установлено, что сегрегация примесей в приграничных участках превышает объемную концентрацию этих элементов в 100—1000 раз, а толщина приграничного слоя сегрегаций составляет лишь несколько атомных слоев (до 1—2 нм). Так, на промыш­ленных хромоникелевых и хромомарганцевокремнистых сталях установлено, что в приграничном слое сегрегаций глубиной 0,5—1,0 нм концентрация Sb, P и As может до­стигать 5—20 % против сотых долей процента в теле зерна.

Исследованиями этими же методами выявлена значи­тельная сегрегация на границах зерен легирующих эле­ментов (хрома, никеля, марганца и др.), которые значи­тельно увеличивают термодинамическую активность приме­сей и их приток к границам. Молибден и вольфрам при оптимальных содержаниях не сегрегируют к границам. Вследствие падения поверхностной энергии межзеренного сцепления более чем на порядок происходит разрушение стали по границам аустенитных зерен.

Разработаны и нашли широкое практическое примене­ние методы борьбы с обратимой отпускной хрупкостью:

1. Легирование стали молибденом (0,2—0,4 %) или его аналогом вольфрамом в количестве, в три раза большем (0,6-1,2 %).

2. Ускоренное охлаждение (вода или масло) после вы­сокого отпуска.

3. Снижение содержания вредных примесей, особенно фосфора.

Необходимо также отметить, что применение вместо обычной закалки высокотемпературной термомеханической обработки (BTMO) позволяет подавить склонность как к необратимой, так и к обратимой отпускной хрупкости (см. рис. 65). Причина такого влияния BTMO состоит в том, что при такой обработке увеличивается протяженность границ благодаря образованию зубчатых болыпеугловых границ и развитой структуры, вследствие чего уменьшается сегрега­ция примесей и возрастает прочность межзеренного сцеп­ления.

2. Образование специальных карбидов и их коагуляция

При отпуске мартенсита так же, как и при перлитном пре­вращении, возможны два механизма образования специ­альных карбидов: через промежуточный карбид — легиро­ванный цементит (механизм на месте); путем непосредст­венного зарождения в твердом растворе.

Механизм зарождения специального карбида из легиро­ванного цементита состоит в перестройке его решетки в ре­шетку специального карбида после насыщения цементита легирующим элементом до предела растворимости в нем. Этот механизм предусматривает достаточно высокую раст­воримость легирующего элемента в цементите, необходи­мую для образования соответствующего специального кар­бида. Из всех карбидообразующих элементов только хром имеет высокую растворимость в цементите (до 20 %). Мо­либден и вольфрам растворяются в нем в пределах деся­тых долей процента, а элементы IV и V групп (V, Nb, Ti, Zr и др.) практически не растворяются в цементите.

Имеющиеся литературные данные показывают, что по механизму «на месте» при отпуске закаленной стали может образовываться карбид хрома-типа (Fe, Cr)7C3. В высоко­хромистых сталях при отпуске по механизму «на месте» возможен также переход (Fe, Сг)7С3->(Ре, Сг)2зС6.

Механизм непосредственного зарождения специального карбида в твердом растворе осуществляется для боль­шинства карбидов при отпуске легированного мартенсита. По такому механизму формируются все карбиды типа MeС (VC, NbC, TiC, ZrC и др.), карбиды молибдена и вольфра­ма (МоС, WC, Mo2C, W2C), а также карбиды хрома (Fe, Сг)7Сз и (Fe, Сг)23С6 (при содержании в стали более 2— 4% Cr).

При механизме непосредственного зарождения в твер­дом растворе возможно сложное перераспределение угле­рода между твердым раствором и карбидной фазой. Обра­зовавшийся при низких температурах отпуска цементит с повышением температуры отпуска будет вновь растворять­ся в а-растворе, что обеспечивает необходимое количество углерода для образования специальных карбидов, форми­рующихся при температурах отпуска 450—6000C.

Схемы образования специальных карбидов при отпуске мартенсита по указанным механизмам даны ниже:

Через промежуточный легированный цементит (сна месте» — «in situ»):

I (22) Fe3C + MeirCr

Непосредственное зарождение в твердом растворе: ан — а„ + Fe3C

Ав + MexCi,

Где а м—мартенсит; аП — частично распавшийся мартен­сит, но пересыщенный углеродом и легирующими эле­ментами; Ct0—отпущенный мартенсит из которого углерод практически полностью выделился в карбиды; FesC и (Fe, Me) 3С—нелегированный и легированный цементит; MexCy— специальный карбид ^штриховая стрелка показывает час­тичное «обратное» растворение цементита в а-твердом растворе).

Таким образом, лз всех карбидообразующих элементов только хром относится к элементам, карбиды которых мо­гут образовываться в стали как через легированный це­ментит, так и непосредственно из твердого раствора — от­пущенного мартенсита. Карбиды всех остальных элементов зарождаются непосредственно из а-раствора, т. е. стадия образования промежуточного легированного цементита у них отсутствует.

С повышением температуры отпуска зародившиеся кар­биды начинают коагулировать. Для каждой карбидной фа­зы существует свой температурно-временной интервал ко­агуляции. Склонность карбидных фаз к коагуляции умень­шается по мере удаления их от цементита в ряду стойкости карбидов. Так, если в углеродистой стали коагуляция це­ментита начинается при температурах отпуска 350—400 0C1 то в сталях, легированных карбидообразующими элемен­тами, коагуляция начинается при отпуске 450—6000C.

3. Распад остаточного аустенита

После закалки наряду с мартенситом в стали практически всегда имеется то или иное количество остаточного аусте­нита. В закаленных конструкционных сталях количество аустенита обычно бывает до 3—5 % (иногда до 10—15 %), в быстрорежущих сталях оно составляет 20—40 %, а в вы­сокохромистых полутеплостойких инструментальных ста­лях (типа Х18М) количество остаточного аустенита после закалки может доходить до 60 и даже 80 %.

При отпуске легированных сталей остаточный аустенит может распадаться по промежуточной ступени либо пре­вращаться в мартенсит при охлаждении от температуры отпуска.

При распаде остаточного аустенита на бейнит легирую­щие элементы (Mn, Cr, Ni, W, Si) повышают температуру отпуска, при которой протекает это превращение. Если в углеродистой стали остаточный аустенит распадается на бейнит при температурах отпуска 200—300 0C, то в легиро­ванных сталях в зависимости от состава и содержания ле­гирующих элементов для этих целей необходим отпуск при температурах 400—6000C. Кинетика распада остаточного аустенита существенно отличается от кинетики изотерми­ческого распада «первичного» аустенита. Это обусловлено тем, что остаточный аустенит в структуре расположен в виде тонких прослоек между кристаллами мартенсита и, следовательно, находится в напряженном состоянии, пре­вращение его в бейнит происходит практически без инкуба­ционного периода. Возникающий бейнит по свойствам и

Структуре близок к продуктам распада мартенсита при данной температуре.

Превращение остаточного аустенита в мартенсит при ох­лаждении после отпуска может протекать в высоколегиро­ванных сталях, для которых характерна диаграмма изотер­мического распада аустенита с ли­нией выделения избыточных специ­альных карбидов (рис. 60, штрихо­вая линия). В. этом случае в процес­се выдержки при температуре отпус­ка (обычно 500—600 0C) из остаточ­ного аустенита выделяются специ­альные карбиды типа Me23С6 и др., остаточный аустенит обедняется уг­леродом и легирующим элементом, его мартенситная точка становится Время ‘ выше комнатной температуры и при

Охлаждении в участках остаточного Рис. 60. Схема превраще — аустенита образуется мартенсит.

ВИмapTeifcHT-4И в^высмолег™ Иногда (например, В Случае бЫСТрО — роваиных сталях, м^— режущей стали) для полного прев-

Мартеиситная точка оста — ращвНИЯ ОСТЭТОЧНОГО ауСТеНИТЭ B точного аустенита до от — _

Пуска; Ми — то же, после мартенсит треоуется двух-четырех — отпуска кратный отпуск. После такого от­

Пуска твердость стали может быть даже более высокой, чем она была после закалки вследствие появления неотпущенного мар­тенсита. Поэтому такое явление иногда называют вторич­ной закалкой или вторичной твердостью.

ОТПУСК ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ

Общие закономерности влияния легирующих элементов на процессы, происходящие при отпуске закаленной стали, а следовательно, и свойства такой стали после закалки и от­пуска, имеют большое значение для практики термической обработки различных конструкционных и инструменталь­ных сталей.

При отпуске закаленной стали протекают процессы рас­пада мартенсита, образования цементита и специальных карбидов, их коагуляция, распад остаточного аустенита, возврат и рекристаллизация матрицы.

Рассмотрим влияние легирующих элементов на отдель­ные процессы, происходящие при отпуске закаленной стали.

Воре у дефектов кристаллического строения, образование предвыделений и выделение углерода и легирующих эле­ментов в карбидную фазу. При этом мартенсит углеродис­тых сталей, имеющий объемноцентрированную тетрагональ­ную (о. д. т.) решетку, переходит в феррит с о. д. к. решет­кой. В легированной стали на­чальные стадии распада мартен­сита (150—2000C) практически протекают так же, как и в угле­родистой стали.

Легирующие элементы слабо влияют на кинетику распада мар­тенсита до температур отпуска 150—200 0C и существенно изме­няют ее при более высоких тем­пературах. Карбидообразующие элементы (Cr, Mo, W, V, Nb) силь­но замедляют распад мартенси­та — выделение из него углерода. Если в углеродистой стали прак­тически весь углерод выделяется из мартенсита при 250—300 0C, то в сталях с карбидообразующи — ми элементами этот процесс сдви­гается в сторону более высоких температур (до 400—500 0C)? Такое влияние этих элемен­тов, очевидно, связано с уменьшением термодинамической активности углерода в растворе (см. гл. IV, п. 6), т. е. с увеличением сил связи Между атомами углерода и карби — дообразующего элемента в растворе.

.J

! /V

Г 7 I

I I

, I

I

VN

L«z

Рис. 59. Схема выделения угле­рода из мартенсита в углеро­дистых (Л, легированных не- карбидообразующими элемен­тами кроме кремния (2) и кар — бидообразующими элементами (3) сталях (обобщение по лите­ратурным данных)

Некарбидообразующие элементы (Ni, Cu) и слабый кар- ¦бидообразующий элемент марганец практически не задер­живают выделение углерода из мартенсита, а по некото­рым данным даже несколько ускоряют этот процесс. Ис­ключение из некарбидообразующих элементов составляет кремний, который заметно задерживает распад мартенсита.

Изложенные закономерности иллюстрируются схемой рис. 59, показывающей выделение углерода из мартенсита в карбидную фазу в углеродистой и легированных сталях. Как видно из схемы, карбиды цементитного типа начинают формироваться независимо от легирования при одной и той же температуре {t ц). Однако в стали, легированной карби — дообразующими элементами, при более высоких темпера­турах цементита образуется меньше, так как большее ко-

J 08 личество углерода остается растворенным в мартенсите. Так, при температуре t\ содержание углерода в мартенсите углеродистой и легированной некарбидообразующими эле­ментами стали (Cij2) намного меньше, чем в стали, легиро­ванной карбидообразующими элементами (Сз). При тем­пературе из мартенсита стали, легированной карбидо — образующим элементом, начинается интенсивное выделение углерода, что связано с образованием специального карбида. Значение температуры t зависит от карбидооб- разующей способности элемента, растворенного в мартен­сите: чем она выше, тем больше эта температура.

Если в мартенсите растворены два карбидообразующих элемента, температуры образования специальных карбидов которых различаются, то на кривой 3 будет наблюдаться (штриховая часть кривой 3) второе интенсивное выделение углерода из мартенсита при температуре При этой температуре возникает специальный карбид второго, более сильного карбидообразующего элемента. Значения темпе­ратуры tK для хромистых сталей ориентировочно равны 400—500 0C, для ванадиевых и молибденовых 500—550 0C, для ниобиевых и вольфрамовых 550—600°С.

5. Мартенситное превращение

Мартенситное превращение в легированных сталях и спла­вах развивается при низких температурах и больших сте­пенях переохлаждения относительно равновесной темпе­ратуры начала т-»-а-перехода. При температурах мартен- ситного превращения полностью подавлены диффузионные перемещения как металлических атомов железа и легиру­ющих элементов, так и металлоидных атомов углерода и азота, поэтому по своему механизму мартенситное превращение в сталях и сплавах является бездиффузионным.

Мартенситное превращение может протекать в углерод- содержащих легированных сталях, безуглеродистых легиро­ванных сталях, а также бинарных сплавах железо — леги­рующий элемент. В результате мартенситного превраще­ния обычно образуется пересыщенный твердый раствор на основе а-железа, причем в углеродсодержащих сталях твердый раствор пересыщен в основном углеродом, а в без­углеродистых легированных сталях — легирующими эле­ментами. Содержание углерода и легирующих элементов в мартенсите такое же, как и в исходном аустените.

В углеродистых сталях наблюдается тетрагональность решетки мартенсита вследствие пересыщения твердого раст­вора углеродом. Степень тетрагональности решетки мартен­сита— отношение с/а — определяется содержанием в нем углерода: с/а=\ + ур, где р — содержание углерода, % (по массе); у=—0,046 + 0,001 коэффициент.

Кинетика мартенситного превращения в большинстве углеродистых, а также легированных конструкционных и инструментальных сталях носит атермический ха­рактер.

Типичная кривая атермического мартенситного превра­щения приведена на рис. 54.

Как правило, атермическое мартенсит­ное превращение происходит в сталях, м а р — тенситная точка Mh которых лежит выше комнатнойтемпературы.

Разновидностью атермического мартеиситного превра­щения является взрывное мартенситное превра­щение, при котором некоторое количество мартенсита образуется мгновенно при температуре Мн. Взрывное мартенситное превращение наблюдается в железоникелевых сплавах и сталях с мар- тенситной точкой ниже комнатной темпе­ратуры.

В сталях с атермической кинетикой мартеиситного пре­вращения наблюдается явление стабилизации аустенита. Если при закалке стали сделать промежуточную выдержку в мартенситном интервале температур, то общее количест­во мартенсита будет меньше, а количество остаточного аустенита больше, чем в случае непрерывного охлаждения до точки Мк, при этом с увеличением продолжительности выдержки это различие будет расти. После изотермической выдержки в мартенситном интервале образование мартен­сита при последующем охлаждении начинается не при этой температуре, а при более низкой, причем чем меньше тем­пература промежуточной выдержки, тем ниже температу­ра, начиная с которой вновь начинается образование мар­тенсита. Явление стабилизации аустенита может оказать­ся и при охлаждении стали с непрерывными, но разными скоростями. Так, в легированных сталях мартеиситного класса, закаливаемых на воздухе, количество остаточного аустенита намного больше, чем в этих же сталях после за­калки в масле или в воде. При этом вследствие того, что углерод является элементом, наиболее сильно понижаю­щим мартенситные точки, в высокоуглеродистых сталях после замедленного охлаждения (например, при ступенча-. той закалке) содержание остаточного аустенита может пре­вышать 20 %.

В сплавах на основе Fe—Cr—Ni и Fe—Ni—Mn, имею­щих мартенситную точку ниже комнатной температуры, мартенситное превращение может быть полностью подав­лено быстрым охлаждением до температуры жидкого азо­та (—196 0C). Мартенситное превращение в таких сплавах идет при нагреве до более высоких температур и носит изотермический характер. Изотермическое мар­тенситное превращение в этих сплавах может протекать и при ступенчатом охлаждении с изотермическими останов­ками. Наиболее полно изотермическое мартенситное пре­вращение исследовано в безуглеродистых сплавах железа с 23 % Ni и 3—4 % Mn (Г. В. Курдюмов, О. П. Макси­мова).

На рис. 55 приведены С-образные диаграммы изотерми­ческого мартенситного превращения в таком сплаве. Эта диаграмма внешне подобна диаграмме изотермического превращения аустенита в перлитной области. Однако в от­


Рис. 55. Кривые изотермического мар­тенситного превращения в сплаве с 23,2 % Ni и 3,62 % Mn. Первые ощу­тимые следы мартенсита (0,2 % М)

BpenЯ, с

Рис. 54. Мартен — ситная кривая прн атермиче — ском характере превращения


Личие от диффузионного перлитного превращения аустени­та мартенситное превращение в изотерми­ческих условиях никогда не идет-до конца.

Хотя атермическая и изотермическая кинетика образо­вания мартенсита внешне существенно различна, принци­пиальной разницы между ними нет. В некоторых сплавах наблюдается совмещение обеих кинетик мартенситного превращения, например взрывное атермическое образова­ние мартенсита при определенной температуре и дополни­тельное образование некоторого количества мартенсита уже по изотермической кинетике при последующей выдер­жке.

Влияние различного рода воздействий на аустенит может в значительной степени влиять на кинетику мартен­ситного превращения. Деформация аустенита при темпе­ратурах выше Mh может приводить к образованию мар­тенсита как в упругой, так и в пластической области. Мар­тенсит, образующийся при деформации в упругой области, называют мартенситом напряжения, а мартен­сит, получающийся под действием пластической деформа­ции,— мартенситом деформации. В отличие от них мартенсит, образующийся при охлаждении в мартенсит — ном интервале температур, называется мартенситом охлаждения.

Верхней температурной границей образования мартен­сита при пластической деформации является точка Мл, вы­ше которой мартенсит не образуется при любых степенях деформации. Температура всегда лежит ниже точки


60

50

40

JO

20

10 О

-200-160 -80-10 OtC 0 12 3 4 5Т, ч

М„ MaT0 А д Ah Температура

Рис. 56. Влияние температуры на изменение свободной энергии аустенита и мартенсита


Рис. 57. Влияние пластической деформации на образование мартенсита прн не­прерывном охлаждении (а) и в изотермических условиях (б):

П —сталь с 1,1% С и 2,7% Mn; б — сплав Х17Н9 (Г. В. Курдюмов, О. П. Мак­симова)

T0, отвечающей равенству свободных энергий аустенита и мартенсита (рис. 56).

Аустенит, в котором при пластической деформации на­блюдается 1>-»-а-переход, часто называют м е т а с т а — б и л ь н ы м (по отношению к пластической деформа­ции) а у с т е н и т о м.

-При пластической деформации легированных марганце­вых, хромомарганцевых и хромоникелевых сталей может наблюдаться мартенситное превращение у-уе-^а, при ко­тором образуется промежуточный е-мартенсит с гексаго­нальной плотноупакованной решеткой, который затем мо­жет переходить в а-мартенсит с о. ц. к. решеткой. Такое превращение наблюдается в тех случаях, когда сплавы имеют низкую энергию дефектов упаковки с сильным рас­щеплением дислокаций, которые являются зародышами образования е-фазы с гексагональной решеткой

Влияние пластической деформации аустенита на по­следующее мартенситное превращение ниже точки Mh за­висит от степени деформации. Небольшая пластическая деформация может инициировать мартенситное превраще­ние, наоборот, большая степень деформации приводит к торможению мартенситного превращения как при непре­рывном охлаждении, так и изотермическом.

На рис. 57 показано влияние большой пластической де­формации (30 %) аустенита на образование мартенсита при охлаждении в стали с 1,1 % С и 2,7 % Mn, а также при изотермических выдержках в сплаве типа Х17Н9. 30%-ная пластическая деформация, хотя и вызвала обра­зование мартенсита порядка 10 %, уменьшила общее коли­чество мартенсита, полученное при непрерывном охлажде — . нии, от 70 (без деформации) до 48 °/о (после деформации). Пластическая деформация на 8 % вызвала увеличение ко­личества мартенсита, полученного в сплаве типа Х17Н9 при изотермических выдержках, тогда как деформация на 17 % уже значительно подавляет изотермическое мартен­ситное превращение.

Сложное влияние пластической деформации аустенита на мартенситное превращение объясняется, с одной сторо­ны, увеличением числа дефектов кристаллического строения и появлением локальных напряжений, способствующих мартенситному превращению, а с другой стороны, измене­нием структуры аустенита, затрудняющей когерентное об­разование и рост мартенситной фазы.,

Мартенситное превращение в значительной степени мо­жет быть подавлено при фазовом наклепе, возникающем при а^у-переходах в случае циклического нагрева и ох­лаждения.

Механизм мартенситного превращения заключается в закономерной скачкообразной перестройке граиецентрированной решетки аустенита в объемноцентрированиую решетку мартенсита. При этом перемещения соседних атомов не превышают межатомных расстояний. Между ре­шетками аустенита и мартенсита существуют определенные ориентаци — онные соотношения.

Структура кристаллов мартенсита зависит от температуры мартен­ситного превращения, т. е. положения точки Мв. При низких темпера­турах мартенситного превращения (высокоуглеродистые стали, леги­рованные железоникелевые сплавы с содержанием никеля примерна 30 % и др.) образуется пластинчатый (игольчатый) мартенсит, имею­щий форму пластины или линзы. Пластинчатые кристаллы мартенсита имеют двойникованное строение. В средней части такой линзы есть так называемый мидриб, представляющий собой область параллельных двойниковых прослоек. Однако полностью двойникованное строение пластинчатые кристаллы мартенсита имеют только при очень низких температурах образования (например, сплав 25Н32, Mb =—150°С). В большинстве случаев кристаллы пластинчатого мартенсита двойнико — ваны лишь частично в мидрибе, а в периферийных зоиах не содержат двойников. Плотность дислокаций в периферийных зоиах мартенситного

1§5

Кристалла относительно невелика (IO9—1,610, см-2), оиа сравнима с плотностью дислокаций после пластической деформации на 15—30%.

Первичные кристаллы пластинчатого мартенсита растут в пределах исходного аустенитного зерна и, таким образом, длина их определяется размером аустенитных зерен. Вторичные кристаллы мартенсита растут В аустенитном зерне, разделенном первичными кристаллами на более мелкие участки.

В большинстве легированных конструкционных, а также углероди­стых сталей при содержании менее 0,6 % С образуется Пакетный

Рис. 58. Микроструктура мартенсита:

A — пластинчатый; б — пакетный; в — 8-мартенсит, сталь Г20

Мартенсит, иногда называемый Реечным или массивным. Пакетный мартенсит состоит из тонких параллельных мартенситных пластин, образующих пакет, имеющий приблизительно одинаковые ли­нейные размеры по всем направлениям. Толщина пластин в пакете для углеродистых и никелевых сталей колеблется от 0,25 до 2,25 мкм. Со­отношение размеров пластины составляет 1 : 7 : 30. Пластины в пакете разделяются малоугловыми границами.

Плотность дислокаций в пластине пакетного мартенсита весьма вы­сока (1011—IO12, см-2). Пакетный мартенсит может быть частично двой — никован, однако в меньшей степени, чем пластинчатый (игольчатый)

Мартенсит. Двойники в пакетном мартенсите образуются при более низ­ких температурах мартенситного превращения, т. е. вблизи точки MK — В хромоникелевых, марганцевых, хромомаргаицевых и других ле­гированных сталях с низкой энергией дефектов упаковки формируется гексагональный Е-мартеисит, имеющий вид пластин, параллельных плоскостям (Ill)V II(Oll)E . В некоторых легированных сталях наблю­дается смесь из 8- и а-мартенсита. Пример микроструктуры пластин­чатого и пакетного мартенсита, а также е-мартенсита приведен иа рис. 58.

По мнению некоторых ученых, в формировании пластинчатого мар­тенсита определяющую роль играет дополнительная (аккомодирующая) деформация двойникованием, а пластинчатого — скольжением. При по­нижении температура сопротивление скольжению растет в большей степени, чем сопротивление двойникованию, поэтому при низких темпе­ратурах мартенситного превращения формируется двойиикованный мар. тенсит, а при более высоких — пакетный. В легированных сплавах па мере понижения мартенситиой точки морфология мартенсита меняется от пластинчатого к пакетному.

Ниже по данным Kpayca и Мадера показано влияние состава сплава на морфологию мартенсита (границы образования пакетного » пластинчатого мартенсита), цифрами указано содержание второго ком­понента, °/0

Система…. Fe-C Fe-N Fe-Ni Fe-Cr Пакетный M. . >0,6 >0,7 >29 >10 Пластинчатый M . 0,6—2,0 0,7—2,5 29—34 —

3. Перлитное превращение

В легированных сталях перлитное превращение состоит из собственно полиморфного г. ц. k.-vo. ц. к. перехода, диффу­зионного перераспределения углерода и легирующих эле­ментов, в результате чего образуются специальные карби­ды и феррито-цементитная смесь (перлит).

От того, какие легирующие элементы и в каком коли­честве находятся в исходном ^-твердом растворе, зависит скорость отдельных звеньев перлитного превращения, а следовательно, и кинетика его в целом.

Полиморфный у^сс-переход в железе при малом пере­охлаждении аустенита (в районе температур I ступени) происходит путем неупорядоченного смещения атомов в от­личие от мартеиситного (при большем переохлаждении), носящего сдвиговый упорядоченный характер. Легирова­ние существенно влияет на скорость этого превращения: оно сильно замедляется в случае одновременного легиро­вания железа хромом и никелем и в еще большей степени при дополнительном введении молибдена.

По данным Р. И. Энтина, замедление у-хя-перехода под влиянием легирования обусловлено повышением энер­гии активации процесса самодиффузии железа и, следова­тельно, усилением межатомного взаимодействия в легиро­ванном у-твердом растворе.

Карбидообразование при перлитном превращении в стали является следствием перераспределения углерода и легирующих элементов между образующимися фазами: ферритом и карбидами. При наличии в составе стали кар- бидообразующих элементов могут возникать специальные карбиды, кроме цементита.

Специальные карбиды при наличии в составе раство­ренных сильных карбидообразующих элементов (ниобия, ванадия, хрома и др.) образуются в переохлажденном аустените до начала ¦у-мх-превращения; в избыточном феррите (в эвтектоидной и заэвтектоидной стали эта ста­дия отсутствует); в феррите эвтектоида (перлита). На каждой стадии получаются специальные карбиды, тип ко­торых зависит от состава аустенита.

Если в состав стали входят карбидообразующие эле­менты IV и V групп V, Nb, Ti, Zr и при аустенитизации они переходят в твердый раствор, то на всех стадиях об­разуется карбид одного типа — MeC (VC, NbC, TiC, ZrC).

Схема распада аустенита и процесса карбидообразова — ния при перлитном превращении в сталях с ванадием, нио­бием, титаном и цирконием имеет вид

Г — MeCl4 + г’

Апи + h

1__________________________ Ц J________ | ^

MeCp + ар. и РезС + а„.3 MeC3 + арз

Где у—переохлажденный исходный аустенит; MeCji — карбид, выделившийся в аустените; у’ — аустенит после выделения карбида; Ohjh— пересыщенный карбидообразу — ющим элементом и углеродом избыточный феррит; аР. и — равновесный избыточный феррит; MeC ф — карбид, выде­лившийся в избыточном феррите; — аустенит эвтектоид — ного состава; FesC — цементит эвтектоида (перлита); etna — пересыщенный феррит эвтектоида (перлита); аР. э—равновесный феррит эвтектоида; MeC3—карбид, выделившийся в феррите эвтектоида.

Образование карбида в переохлажденном аустените до начала ¦у-*-а-превращения (Me С а) объясняется уменьшени­ем растворимости в аустените карбидообразующего эле­мента и углерода при понижении температуры.

Из схемы видно, что после полиморфного ¦y-va-nepexo — да образующийся феррит (как избыточный, так и эвтекто­ида) сначала пересыщен карбидообразу ющим элементом и углеродом, затем из него образуется карбид, после чего феррит по состоянию становится близким к равновесному; этот процесс длится несколько секунд.

Карбиды, выделившиеся на разных стадиях (MeС а.- MeC ф и MeC3), имеют разную форму и характер располо­жения (рис. 50). Карбиды, выделившиеся в переохлажден­ном аустените (рис. 50, а), располагаются по границам зе­рен аустенита (III на рисунке 50, а) и по дефектам кристал­лического строения, например, дислокациям, дефектам упаковки и т. п. в объеме аустенитного зерна. Карбиды, выделившиеся в избыточном феррите (рис. 50, б), могут быть непрерывными и прерывистыми (I, п). Непрерыв­ные выделения возникают внутри зерна феррита, а вбли­зи границы зерен может быть зона, свободная от выде­лений. Прерывистые или нитевидные выделения образу­ются от мигрировавшей внутрь аустенита границы феррит — ного зерна. Они возникают при превращениях, имеется

Рис. 50. Выделения карбида вана­дия прн диффузионном Y-*а-прев­ращении, Х20 000 (М. И. Гольд — штейн, Э. Л. Колосова, Г. Д. Cyc1 лопаров):

А — в переохлажденном аустените; б — в избыточном феррите; в — в феррите эвтектоида

Граница раздела между двумя фазами с большими угла­ми разориентировки, когда скорость миграции границы со­измерима со скоростью диффузии элементов, входящих в состав нитевидного карбида. Из перечисленных элемен­тов IV и V групп прерывистые выделения обнаружены при формировании карбида ванадия. Карбиды, образовав­шиеся из феррита эвтектоида (рис. 50, в), располагаются между пластинами цементита.

Форма непрерывных выделений одного и того же кар­бида, возникших на первых этапах распада в аустените и феррите, разная и определяется ориентационным соотно­шением кристаллических решеток матрицы и карбида.

Карбиды типа AfeC образуются непосредственно из пе­ресыщенного твердого раствора независимо от цементита при содержании в стали <0,1 %, V, Nb, Ti; в цементите эти элементы практически не растворяются.

В сталях, содержащих карбидообразующие элементы VI группы (Cr, Mo, W), процесс карбидообразования ус­ложняется. Элементы этой группы в зависимости от содер­жания легирующего элемента в аустените могут образо­вывать несколько типов карбидов (см. гл. V. п. 3). В ста­лях с хромом — легированный цементит (Fe, Сг)3С и специальные карбиды (Fe, Сг)7Сз и (Fe, Сг)2зС6; в сталях с молибденом (вольфрамом) — карбиды (Fe, Мо)гзС6, MoC, Mo2C, (Fe, MoJ6C "(аналогичные карбиды образует воль­фрам).

В хромистых сталях наряду с механизмом зарождения карбидов непосредственно в твердом растворе возможно образование карбидов по механизму «на месте» (in situ)> при этом новый карбид зарождается из ранее образовав­шегося карбида того же элемента, но имеет строение дру­гого типа. Такой механизм возможен,’ если две карбидные фазы допускают отклонение от стехиометрического соста­ва в достаточно широких и перекрывающихся пределах. Тогда принципиально возможен переход одного карбида в другой путем трансформации решетки в пределах всей карбидной частицы или ее доли. Так, в хромистых сталях из легированного хромом цементита возможно образова­ние гексагонального карбида хрома: (Fe, CrJ3C-*-(Fe,. CrJ7C3. В высокохромистых сталях (более 12 % Cr) воз­можна реакция «на месте»: (Fe, Cr) 7С3->-(Fe, CrJ23C6.

Некарбидообразующие элементы (Ni, Со, Si) непо­средственного участия в процессах образования специаль­ных карбидов не принимают. Как правило, они входят в состав цементита в количестве, равном их среднему содер­жанию в стали. Косвенное влияние их может состоять в воздействии на термодинамическую активность других элементов, т. е. на процесс их перераспределения при кар — бидообразовании. Перераспределение элементов при об­разовании специальных карбидов контролируется диффу­зионной подвижностью элементов. Все карбидообразую­щие элементы имеют коэффициент диффузии в аустените на 4—5 порядков ниже, чем у углерода. Влияние легиро­вания на диффузию углерода относительно невелико. По­этому можно полагать, что процесс карбидообразования лимитируется подвижностью карбидообразующих элемен­тов. С понижением температуры превращения их подвиж­ность становится малой и процесс образования специаль­ных карбидов ниже 600—500 0C не идет. При более низких температурах развивается промежуточное превращение.

Зарождение зерен феррита и перлитных колоний при диффузион­ном мх-превращении • происходит в пределах одного аустенитного зерна. Как правило, средний диаметр ферритных зерен (Da) меньше аустенитного (dy). Отношение SYIda=K характеризует это различие, A K3 показывает число зерен феррита, образующихся из одного аусте­нитного зерна.

Df, MKM

К. . .

K3 .

Ниже по данным М. А. Штремеля, В. М. Лизунова, В._В. Шкато — ва приведено соотношение между исходным аустенитным Dy и обра­зующимся при Y-HJ-превращении ферритным da зерном стали 08пс

9—11 <33 80—100 1—2 2—2,5 4,1—5,6 1—4 8—16 ‘ 70—175

Столь существенное изменение значений К и K3 в зависимости от исходного размера аустенитного зерна свидетельствует о разных ме­ханизмах зарождения ферритных зерен. В сталях, легированных силь­ными карбидообразующими элементами — ванадием, ниобием, титаном, размер зерен аустенита стабилизируется в узких пределах (до 30— 35 км). В случае последующего его охлаждения наблюдается один ме­ханизм выделения феррита, прн этом К я K3 изменяются в очень узких пределах (/C= 1,6 н — 2,0 и K3=4,0-^-8,0).

Таким образом, перлитное превращение в легирован­ных сталях контролируется скоростью полиморфного 7-»- -»-а-превращенйя и скоростью диффузионного перераспре­деления легирующих компонентов между исходным твер­дым раствором и образующимися фазами, т. е. процессом •формирования специальных карбидов.

Образование специальных карбидов при диффузионном у-нх-превращении существенно влияет на свойства сталей со структурой феррито-карбидной смеси, которая свойст­венна большому кругу конструкционных сталей в горяче­катаном состоянии, а также после закалки в центре круп­ных поковок и отливок.

Фика промежуточного превращения в том, что оно разви­вается при температурах, когда скорость диффузии металлических атомов железа и легирующих элементов крайне низкая, а скорость диффузии углерода еще значи­тельна.

Промежуточное превращение в легированных сталях состоит из диффузионного перераспределения углерода в аустените, бездиффузионного y-va-перехода и карбидооб — разования.

До сих пор нет единого мнения относительно того, ка­кой из процессов промежуточного превращения является ведущим.

Кинетика промежуточного превращения характеризует­ся рядом особенностей. К ним относится наличие инкуба­ционного периода, неполное превращение аустенита в изо­термических условиях и сохранение некоторого количест­ва остаточного аустенита.

При разделении перлитного и промежуточного превра­щений в легированных сталях можно установить верхнюю температурную границу промежуточного превращения — температуру Bn(bs)-

Легирование влияет на кинетику промежуточного пре­вращения, хотя и в меньшей степени, чем на перлитное превращение. Так, в некоторых легированных сталях тор­можение изотермического превращения происходит во всем интервале промежуточного превращения, а в других — лишь при температурах верхней части этой области. В сталях, легированных 2 % Si или Cr, превращение аусте­нита останавливается по достижении определенного пре: дела даже при самых низких температурах промежуточ­ного превращения. При легировании сталей никелем или марганцем торможение превращения характерно лишь при высоких температурах промежуточного превращения, при более низких температурах аустенит превращается полно­стью.

97

На рис. 51 показано влияние легирующих элементов на продолжительность инкубационного периода, темпера­туру минимальной устойчивости аустенита и максимальную скорость превращения в промежуточной области для высо­коуглеродистых сталей с 1,0 % С. Как видно, марганец и хром существенно влияют на кинетику промежуточного превращения, увеличивая продолжительность инкубаци­онного периода и понижая температуру минимальной ус­тойчивости аустенита и максимальную скорость превра­щения.

7—970

В углеродистых и некоторых низколегированных ста­лях в области повышенных температур на промежуточное превращение может накладываться перлитное превраще­ние. При температурах ниже М„ в некоторых сталях пос­ле окончания мартеиситного превращения может происхо-

O 2 3 4 О 2 3 4 0 12 3 4*557

Легирующий элемент, % (по массе)

Рнс. 51. Влияние хрома, молибдена, вольфрама н марганца при температуре максимальной устойчивости аустенита на продолжительность инкубационного периода т, температуру минимальной устойчивости /м у и максимальную ско­рость превращения Wjnal в промежуточной области (К. Буигардт, Мюлдер). Сталь с 1,0% С, 1,0% Cr (/ — влияние Mn; 2 — Мо: 3 — W) сталь с 1,0 %С„ 0-,3 % Mn; 4 — влияние Cr

Дить промежуточное превраще­ние остаточного аустенита (рис. 52). Промежуточное пре­вращение в легирован­ных сталях начинается с перераспределения уг­лерода в аустените, иду­щего диффузионным пу­тем. При этом в участках аус­тенита, обедненных углеродом, происходит мартенситное бездиф­фузионное 7-»-а-превращение. По­добный процесс обусловлен по­вышением мартенситной точки при понижении содержания углерода. Чем выше температура промежуточного превра­щения, тем выше должна быть мартенситная точка в уча­стках аустенита, претерпевающих ^-^а-превращение, т. е. тем ниже содержание углерода в этих участках.

Рнс. 52. Схема наложения про­межуточного и перлитного (а) и мартеиситного и промежуточ­ного (б) превращения

Чём выше температура промежуточного превращения, тем выше содержание углерода в остаточном аустените. Содержание углерода в а-фазе, наоборот, растет с пони­жением температуры промежуточного превращения. Раз­личное влияние температуры промежуточного превращения на содержание углерода в у — и а-фазах обусловливает и разный характер карбндообразовання при промежуточном превращении. При высоких температурах промежуточного превращения происходит выделение карбидов из у-фазы, а при низких — из пересыщенной а-фазы, причем при вы­соких температурах из аустенита выделяется карбид це­ментного типа.

Возможность выделения карбидной фазы из обогащен­ного углеродом аустенита при промежуточном превраще­нии возрастает по мере повышения содержания углерода в стали, а также при легировании в последовательности: кремний, марганец, хром, никель.

Кремний и алюминий способствуют максимальному на­сыщению остаточного аустенита углеродом. Так, в сталях с 0,3—0,6 % С содержание углерода в остаточном аусте­ните при промежуточном превращении может возрасти в 2—3 раза.

В высокоуглеродистых легированных сталях выделе­ние карбидов из аустенита может происходить уже на на­чальных стадиях промежуточного превращения, поэтому период решетки остаточного аустенита интенсивно умень­шается.

Микроструктура продуктов промежуточного превраще­ния — бейнит. Различают верхний бейнит, имеющий пери­стое строение, и нижний бейнит, характеризующийся нали­чием игольчатого строения. Структура нижнего бейнита подобна структуре низкоотпущенного мартенсита. В низ­коуглеродистых легированных сталях при высоких темпе­ратурах промежуточного превращения возможно образо­вание так называемых зернистых структур.

Для промежуточного бейнитного превращения харак­терно образование микрорельефа на полированной по­верхности образца подобно рельефу при образовании мар­тенсита.

Изучение микроструктур промежуточного превращения осложнено высокой дисперсностью продуктов превраще­ния, а также протеканием вторичных процессов — таких, как распад пересыщенного а-твердого раствора, карбидные превращения и др.

7*

99

Структура бейнита хорошо разрешается только при больших увеличениях при использовании электронного микроскопа. Типичные структуры верхнего и нижнего бей­нита приведены на рис. 53. Если в верхнем бейните карби­ды цементитного типа могут выделяться между ферритны — ми пластинами, то в нижнем бейните, где диффузия угле­рода идет медленнее, углерод выделяется in situ в виде карбидов внутри ферритных игл. Карбиды выстраиваются в более или менее правильный ряд в направлении, находя­щемся под углом приблизительно 600 к оси ферритных игл, внутри которых они находятся.

Рис. 53. Структура бейнита стали 38ХМЮА (А. Ю. Калетин): а —верхний, X18 ООО; б — ннжннй X15 ООО

Механические свойства продуктов промежуточного пре­вращения существенно зависят от их структуры (см. гл. XIV, п. 2). Как правило, верхний бейнит имеет неблаго­приятное сочетание механических свойств, низкое сопротив­ление хрупкому разрушению. Нижний бейнит имеет хоро­ший комплекс механических свойств, в ряде случаев пре­вышающий свойства тех же сталей, обработанных путем закалки и отпуска на ту же прочность.

Разработаны бейнитные стали, в которых промежуточ­ное превращение имеет малый инкубационный период, а условия охлаждения обеспечивают подавление выделения доэвтектоидного феррита.

ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА

При закалке, нормализации и отжиге происходит распад переохлажденного аустенита, при этом возможны три ти­па превращений[9]: перлитное, промежуточное, мартенсит — ное. Легирующие элементы существенно влияют на кине­тику и механизм этих превращений.

1. Влияние легирующих элементов на устойчивость переохлажденного аустенита

Как известно, устойчивость переохлажденного аустенита к распаду характеризуется диаграммами изотермического превращения аустенита. Изменение содержания углерода иЧцегирование аустенита влияют на кинетику перлитного и промежуточного превращений и температуру мартенсит — ного превращения[10].

На рис. 45 приведены такие диаграммы для углеродис­тых сталей с разным содержанием углерода. Устойчивость аустенита характеризуется С-образными кривыми начала и конца превращений. В доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях перлитному превращению предшествуют линии вы­деления избыточных фаз (феррита и цементита соответст­венно).

Некарбидообразующие элементы (Ni, Al, Si, Cu), прин­ципиально не меняя вид С-кривой, смещают ее по темпе­ратуре превращения и повышают устойчивость аустенита, т. е. увеличивают инкубационный период распада, сдвигая линии по диаграмме вправо. Исключение составляет ко­бальт, который уменьшает время до начала распада.

800 700 600

I 500

1 т

I 500

I 200

WO

О

Карбидообразующие элементы (Cr, Mo, W, V) сущест­венно изменяют вид диаграммы и кинетику превращения, обусловливая четкое разделение перлитного и бейнитного превращения с появлением области повышенной устойчи­вости аустенита между ними. На рис. 46 приведены дан­ные по влиянию никеля и хрома как некарбидообразующе — го и карбидообразующего элементов на характер диаграм­мы изотермического распада аустенита.

Разделение перлитного и промежуточного превраще — - ний на диаграмме распада вообще свойственно легирован­ным сталям при наличии в их составе нескольких легирую­щих элементов независимо от их карбидообразующей спо­собности, хотя при наличии карбидообразователей эта особенность ярче проявляется.

Легирующие элементы по-разному влияют на перлит­ное, промежуточное и мартенситное превращения.

0,51 10 IO2 Ws 10* HSI 10 10г IO3 10* О, S/ 10 W1 103 10* Время, с

Рис. 45. Диаграммы изотермического распада аустенита в углеродистых сталях (А. А. Попов, Л. Е. Попова):

А — доэвтектоидная сталь (0,45% С); б — эвтектоидная сталь (0,8% С); е — за — эвтектоидная сталь (1,2 % С)

В перлитной области все легирующие элементы, за ис­ключением кобальта, если они переведены в аустенит при нагреве, увеличивают устойчивость переохлажденного аустенита. Особенно эффективно увеличивают инкубаци­онный период молибден и марганец, несколько слабее

Хром и никель. Уменьшает его кобальт. В доэвтектоидных сталях легирующие элементы могут по-разному влиять на выделение избыточного феррита и образование феррито — карбидной смеси. Так, кремний и алюминий ускоряют про­цесс образования избыточного феррита, но замедляют рас­пад на феррито-карбидную смесь, а марганец и никель за­медляют оба процесса. Уве­личение содержания углеро­да существенно уменьшает скорость образования избы­точного феррита в доэвтек­тоидных сталях и повышает скорость образования избы­точного карбида в заэвтек — тоидных сталях, а скорость образования феррито-кар — бидной смеси максимальна при его концентрации, близ­кой к эвтектоидной.

В промежуточной обла­сти наиболее эффективно увеличивают устойчивость аустенита углерод и азот. Легирующие элементы Mn, Cr, Ni, Mo, W и другие рас­ширяют инкубационный пе­риод начала промежуточно­го превращения, но суще — . ственно в меньшей степени, ное превращение. Как известно, промежуточное превра­щение в отличие от перлитного не завершается полным распадом аустенита, часть аустенита остается нераспав — шейся. Легирование увеличивает количество остаточного аустенита при бейнитном распаде.

После легирования промежуточное превращение сме­щается в область более низких температур, в результате чего в высоколегированных сталях оно может совпадать с мартенситным превращением.

G о, от

, 111

0,OZr

Ш

Iii-I

^ Ni

I i J

: JgT

¦ I

4.6 Ni

I ^^-i._

————- —йгсг

- «Щ

-1 I

Время, с

Рис. 46. Влияние никеля н хрома на характер диаграмм изотермического распада аустенита стали с 0,5 % С (В. И. Зюзин)

800 600 400 200 800

^ 600

°" WO

I 200

I I 800

S 600

I"

JS 200 800 600

Чем они влияют на перлит-

Влияние легирующих элементов на устойчивость аусте­нита не аддитивно, т. е. при наличии в аустените несколь­ких элементов их действие не суммируется, а может очень существенно изменяться. Так, наиболее сильный эффект повышения устойчивости аустенита наблюдается при та­ких композициях легирования, как Cr—Ni, Cr—Ni—Mo, Cr—Mn, Cr—Mn—V и др., причем соотношение легирую­щих элементов должно быть Mn : Cr» 1,5 : 2.

Необходимо также отметить, что легирование может влиять на устойчивость переохлажденного аустенита косвенно, в результате из­менения размера зерна, размера и количества нерастворенной карбид­ной фазы, состава и дисперсности неметаллических включений и других факторов. Все они могут заметно влиять на распад аустенита в пер­литной области, но практически не Влияют на промежуточное превра­щение и температурный интервал мартеиситного превращения. Так, перлитное превращение ускоряется за счет нерастворившихся в аусте­ните карбидов, некоторых дисперсных неметаллических включений, уменьшения размера зерна.

Легирующие элементы оказывают также сильное влия­ние на температуру начала мартеиситного превращения

Мш (рис. 47). Наиболее сильно по — нижает Mh марганец, несколько сла­бее действуют хром, ванадий, ни­кель, молибден. Медь и кремний в количествах, применяемых в стали, мало влияют на положение мартен — ситной точки. Кобальт и алюминий повышают мартенситную точку. Уг­лерод и азот сильно снижают тем­пературу мартеиситного превраще­ния. Поскольку от положения тем­пературного интервала мартеисит­ного превращения аустенита по от­ношению к комнатной температуре зависит количество остаточного ау­стенита в стали, то элементы, пони­жающие температуру мартеиситного превращения (С, Mn, Cr, Ni, Mo и др.), будут увеличивать количество остаточного аустенита после закал-• кй, а Si и Со, наоборот, уменьшать его[11].

Влияние легирующих элементов до пределов их содер­жания в большинстве низколегированных и легированных сталей на температуру начала мартеиситного превращения Ma может быть просуммировано. Хорошее совпадение с экспериментом дает формула А. А. Попова:

250 200 150 100 50

О

СО

Si

Cu

N^Mo5^

Ni

4>

Iiii

.Mn N I

12 3 1 5 6

Легирующий элемент, °/о(ломассе)

Рнс. 47. Влияние содержа­ния легирующих элементов на температуру начала мар­теиситного превращения МИ стали с 0,9 % С (В. И. Зю — зин, В. Д. Садовский, С. И. Баранчук)

Mh = 520 — 320 (% С) — 45 (% Mn) — 30 (% Cr) —

— 20(%Ni + %Мо) — 5(°/oSi + %Cu).

Примерно Ni: Cr ж 2 :. 3,

2. Диаграммы распада переохлажденного аустенита

Наиболее полной характеристикой превращений аустени­та при охлаждении для каждой стали являются изотерми­ческие и термокинетические диаграммы распада переохла­жденного аустенита.

Изотермические диаграммы характеризуют кинетику распада аустенита при постоянной температуре переохла­ждения. Такие диаграм­мы наглядны для сравни­тельной оценки разных сталей, а также для выяв­ления роли легирования и других факторов (тем­пературы нагрева, разме­ра зерна, пластической деформации и т. п.) на кинетику распада пере­охлажденного аустенита.

Термокинетические ди­аграммы характеризуют кинетику распада аусте­нита при непрерывном охлаждении. Эти диа­граммы менее наглядны, но имеют большое прак­тическое значение, так как при термической об­работке распад аустени­та происходит при непре­рывном изменении температуры, а не в изотермических ус­ловиях. Если известны скорости охлаждения в разных се­чениях реальных изделий, то, нанося соответствующие кри­вые скоростей охлаждения на термокинетическую диаграм­му, можно определить температуру превращения аустенита и оценить получаемую при этом структуру.

Огромная работа по сбору, обработке и систематиза­ции диаграмм распада переохлажденного аустенита для 600 марок сталей проведена А. А. Поповым и Л. Е. Попо­вой.

Время, с

Рнс. 48. Диаграмма изотермического (тон­кие линнн) н термокинетического (тол­стые лннин) распада переохлажденного аустеинта (А. А. Попов, Л. Е. Попова)

На рис. 48 сопоставлены изотермическая и термокине­тическая диаграммы распада переохлажденного аустенита легированной стали. Термокинетическая диаграмма мо­жет быть построена как экспериментально, так и расчет­ными методами на основании изотермических диаграмм.

Сравнение расположения линий распада аустенита на обе­их диаграммах показывает, что соответствующие линии на термокинетической диаграмме находятся правее и ниже тех же линий изотермической диаграммы. Следовательно, то же превращение при непрерывном охлаждении протека­ет при более низкой температуре и через большее время, чем при изотермическом распаде аустенита.

Кинетика превращений аустенита, т. е. вид диаграммы распада, за­висит от множества факторов и прежде всего от химического состава аустенита.

В зависимости от легирования сталей можно выделить шесть ос­новных разновидностей диаграмм изотермического распада переохлаж­денного аустенита и соответствующие им термокинетические диаграм­мы (рис. 49).

Для углеродистых, а также Некоторых низколеги­рованных сталей, содержащих в основном некарбидообразую — щие элементы — никель, кремний, медь (рис. 49,а), изотермический рас­пад аустенита характеризуется С-образными кривыми с одним макси­мумом. Перлитное и промежуточное превращения не разделены. При непрерывном охлаждении такой стали в зависимости от скорости охлаждения могут быть получены три типа структур: мартенсита (ско­рость охлаждения выше критической), мартенсита и феррито-карбидной смеси (ФКС) и только ФКС.

Для легированных сталей, содержащих карбидообразу — ющие элементы — хром, молибден, вольфрам, ванадий и др. (рис. 49, б, г), диаграммы распада имеют две четко разделенные между собой области перлитного и промежуточного превращений, для каждой из которых характерны свои С-образные кривые. При содержании углерода до 0,4—0,5 % в конструкционных сталях (например, 20Х2Н4А, 45ХН2МФА, ЗОХГСА, 38ХМЮА и др.) превращение по I ступени сдви­нуто вправо по отношению к превращению по II ступени (рис. 49, б), а при большем содержании углерода (инструментальные стали типа 7X3, ШХ15, 9Х и т. п.), наоборот, I ступень лежит левее II ступени (рис. 49, г).

Для хромоникельмолибденовых и хромоникель — вольфрамовых сталей, (например, 12Х2Н4А, 18Х2Н4МА, 25Х2Н4МА и др.) с содержанием углерода в пределах 0,15—0,25 % С (рис. 49, в) характерна весьма высокая устойчивость переохлажденно­го аустенита в перлитной области и малая устойчивость его в бейннт — ной области, вследствие чего I ступень на диаграмме распада аустени­та отсутствует.

В высоколегированных хромистых сталях типа 30X13, 40X13, 20X17 и др. (рис. 49, д) промежуточное превращение мо­жет быть сильно заторможено и сдвинуто в область температур мар­теиситного превращения, вследствие чего на диаграммах распада аусте­нита имеется лишь перлитное превращение, а промежуточное отсут­ствует.

В сталях аустенитного класса, а именно высоколеги­рованных сталях типа 37Х12Н8Г8МФБ (ЭИ487), 45Х14Н14В2М (ЭИ69) (рис. 49, е), благодаря высокому содержанию хрома, никеля, марганца и углерода температура начала мартеиситного превращения лежит ниже комнатной, а распада аустенита по I и II ступеням прак­тически не наблюдается. Из-за повышенного содержания углерода в


500 300

__

Л—

Iy

М7\

А

-A1

——

—- I-^d

 

I

 

М„

Г

***

 

Mk

Z

К { (

¦ч

75%

 

 

__

__

<3

S

Ai

Mh

?5%

\1

50%

Ч

75е,

‘о

ITU1

?

Ч

S

Е


Л

1 —V

Z\

Г

Ж

U

М„

1

I

V

Mk

А

Рис. 49. Основные разновидности диаграмм (/ — изотермические, // —термоки нетические) распада переохлажденного аустенита (А. А. Попов, Л. Е. Попова) а — углеродистые и низколегированные стали, не содержащие карбидообразую щих элементов; б — легированные стали (до 0,4—0,5% С), содержащие карбидо образующие элементы; в — легированные хромом, никелем, молибденом (воль фрамом) стали с иизкнм содержанием углерода (до 0,2—0,25%); г — легирован ные стали, содержащие карбидообразующие элементы (свыше 0,4—0,5 % С) д — высоколегированные стали с высоким содержанием хрома; е — высоколеги роваииые аустенитные стали. 1 — начало превращения; 2 — конец превращения ¦3 — начало образования ФКС; 4 — начало образования продуктов промежуточно го превращения; 5 — начало выделения карбидов

700 500 300

0,51 10 }Ог W3 M4 W50,51 W 10г10310? 0,5- Время, с

0,51 10 IO1 IO3 W 0,51 10 10Г W3IO4W50,51 10 IO1W3WtW5

Время, с

Аустените этих сталей при переохлаждении возможно образование из­быточных специальных карбидов.

Необходимо отметить, что указанное разделение диаграмм в из­вестной мере является условным, так как очи не охватывают всего мно­гообразия изотермических и термокинетических диаграмм распада пере­охлажденного аустенита.

3. Рост зерна аустенита

С повышением температуры и увеличением времени вы­держки в аустенитной области происходит рост зерна аусте­нита. Движущей силой собирательной рекристаллизации аустенита является стремление системы понизить поверх­ностную энергию путем уменьшения протяженности гра­ниц зерен. В подавляющем большинстве сталей необходи­мо получить мелкое зерно аустенита, так как чем меньше размер зерна, тем выше прочность, сопротивление хрупко­му разрушению и ряд других свойств сталей. В некоторых сталях (например, в магнитномягких трансформаторных сталях) стремятся получить, наоборот, крупное зерно. Ле­гирование существенно влияет на размер зерна аустенита.

Карбидо — и нитридообразующие элементы (Cr, Mo, W, V, Nb, Ti, Zr) тормозят рост зерна аустенита при нагреве, причем тем сильнее, чем более стойкую фазу образует эле­мент. Алюминий, связанный в нитрид, также сильно тор­мозит рост зерна. Такое влияние карбидо — или нитридооб — разующих элементов объясняется наличием нерастворен- ных в аустените дисперсных карбидов и нитридов, оказывающих барьерное действие на мигрирующую грани­цу зерен. Растворение и коагуляция дисперсных фаз в аустените устраняют или снимают эффект барьерного дей­ствия частиц.

Максимальный размер зерна аустенита d зависит от размера частиц и их количества (формула Зинера и Смита):

Где г — радиус частиц; / — их объемная доля.

6*

83

Следовательно, чем больше объемная доля нераство — ренных частиц сохраняется в стали при нагреве и меньше их размер, тем более мелкозернистым получается аусте­нит. Для получения мелкозернистой стали в широком диа­пазоне температур нагрева наиболее эффективно легиро­вание стали двумя или более карбидо — или нитридообра — зующими элементами, имеющими различную температуру перехода соответствующих фаз в твердый раствор.

Рис. 44 иллюстрирует влияние труднорастворимых ни­тридов и карбидов на рост зерна аустенита стали типа 15Г2 (зерно выявлено методом вакуумного травления).

Необходимо отметить, что углерод, азот и алюминий, не связанные в карбиды и нитриды, а находящиеся в твердом растворе— аустените, способствуют росту его зерна. Также

Рис. 44. Влияние карбоннтридных фаз [а — нет; б —AlN; в — AlN; V(C, N)1 на размер зерна аустенита стали типа 15Г2, Х50 (Э. Э. Блюм, М. И. Гольдштейи). Температуры нагрева, °С: 7 — 980; 2— 1050 ; 3—1100; 4—1150; 5—1200

Увеличивают склонность к росту зерна бор, марганец и кремний. Мнения о природе влияния перечисленных эле­ментов на увеличение склонности к росту зерна противо­речивы.

1. Перекристаллизация стали

В. Д. Садовский с сотрудниками считают, что образова­ние аустенита при нагреве может проходить по двум кон­курирующим механизмам фазовых преьращений: кристал­лографически неупорядоченному и упорядоченному.

При неупорядоченном механизме обра­зования аустенита полиморфное ct—7-превращение сопро­вождается перекристаллизацией, т. е. изменением величи­ны и ориентации вновь образующихся зерен у-фазы по от­ношению к исходной ос-фазе. При упорядоченном механизме переход не сопровождается перекристалли­зацией, которая протекает при более высоких температу­рах вследствие первичной рекристаллизации фазонакле — панного при сдвиговом превращении аустенита.

Главным фактором, определяющим возможность того или иного механизма перекристаллизации, является тип исходной структуры, а точнее ее кристаллографическая упо­рядоченность. При исходной неупорядоченной структуре (феррито-карбидная смесь — ФКС) имеет место только неупорядоченный механизм перекристаллизации. При ис­ходной упорядоченной структуре (мартенсит, бейнит, вид — манштеттовый феррит) может наблюдаться тот или другой механизм перекристаллизации. В этом случае реализация одного из них будет определяться легированностью стали и скоростью нагрева.

ФПС

1

I §

I

Мартенсит ФКС

Аустенит

Исходная неупорядоченная структура

В практике термической обработки конструкционных и ин­струментальных сталей наиболее часто нагреву для аусте — нитизации подвергается сталь, имеющая исходную кристал­лографически неупорядочен­ную структуру феррито-кар — бидной смеси (феррито-пер — литная, перлитная, перлит­ная с избыточными карби­дами). Схема неупорядочен­ного (нормального) меха­низма образования аустени­та представлена на рис. 37. При нагреве стали выше критических точек[7] происхо­дит полиморфное превраще­ние, при этом, как полагают многие ученые (И. Н. Ки — дин, М. А. Штремель, С. С. Дьяченко, М. Л. Бернштейн и др.), зародыши аустенита всегда образуются по сдви-

Рис. 37. Схема перекристаллизации г0В0МУ МеХЭНИЗМу, HO ЭТОТ стали с исходной неупорядоченной ¦> J

Структурой при нагреве н охлаждении Процесс СОВПадаеТ C реКрИ—

Сталлизацией наклепанного при фазовом превращении аустенита. Поэтому при переходе через критическую точку образуется мелкое зерно аустенита. Процессы фазового перехода и рекристаллизации при таком механизме совпа­дают. Дальнейший нагрев в аустенитной области будет приводить к росту зерна аустенита (собирательной рекри­сталлизации) .

Изменения размера зерна стали при описанном меха­низме перекристаллизации иллюстрируют структуры, при­веденные на рис. 38. Необходимо отметить, что процесс фазовой перекристаллизации при неупорядоченной исход­ной структуре феррито-карбидной смеси в углеродистых и легированных сталях практически мало различается. Об-

> Ш! шш

Рис. 38. Микроструктура стали ЗОХГСА при неупорядоченном (нормальном) механизме перекристаллизации, Х200 (В. Д. Садовский):

А — исходная неупорядоченная крупнозернистая феррнто-перлнтная структу­ра; б — мелкозернистая феррито-перлитная структура после перекристалли­зации с нагревом выше Асз и охлаждения с печью

Разовавшееся зерно аустенита во всех сталях мелкое. Правда, чем выше скорость нагрева, тем мельче получает­ся зерно, так как скорость образования зародышей новой фазы возрастает быстрее, чем скорость их роста. Сущест­венное различие, между углеродистой и легированной сталью проявляется при повышении температуры в аусте — нитной области, когда происходит рост зерен аустенита, их собирательная рекристаллизация.

Исходная упорядоченная структура. Структурная наслед­ственность в стали

Рассматриваемый случай имеет особо важное значение для легированных сталей, так как иногда они подверга­ются термической обработке, имея исходную крупнозер­нистую упорядоченную структуру (мартенсит и бейнит), полученную в результате подкалки при охлаждении про­ката, поковок, отливок, сварных соединений. Нагрев стали с исходной структурой мартенсита или бейнита — нередкое явление также при повторной закалке перегретых легиро­ванных сталей. Механизм фазрвой перекристаллизации при нагреве исходно упорядоченной структуры заметно сложнее, чем «нормальный» механизм перекристаллизации.

При определенных условиях сталь теряет способность к перекристаллизации при ос—7-превращении. Нагрев

Рнс. 39. Структурная наследственность в стали 37XH3T, Х300 (В. Д. Садов­ский):

А — исходная упорядоченная структура — мартенсит; б — восстановление крупного зерна аустенита при медленном нагреве (2 °С/мин) выше Ac3

Крупнозернистой упорядоченной структуры выше Ac3 мо­жет вызвать образование зерен аустенита той же формы, размера и ориентации, что и исходное зерно стали, т. е. происходит восстановление исходного зерна. Такое явле­ние называют структурной наследственно= стью в стали. Изучению этого сложного явления посвя­щены фундаментальные работы В. Д. Садовского с сотруд­никами. На этих работах базируется излагаемый ниже материал. Структурная наследственность освещена также в работах Н. Н. Липчина и С. С. Дьяченко с сотрудниками.

На рис. 39 приведены структуры, иллюстрирующие яв­ление структурной наследственности в легированной ста­ли. Исходное крупное зерно перегретой и закаленной ста­ли (рис. 39, а) может сохраниться после повторной закал­ки от нормальной температуры Ac3 +(30—50°), т. е. вос­станавливается исходное зерно, а перекристаллизации стали не происходит (рис. 39, б). Такая картина наблюда­ется лишь при определенном легировании стали и скорос­тях повторного нагрева.

В зависимости от легирования и скорости нагрева мож­но сгруппировать стали по степени проявления структур­ной наследственности. Ниже по данным В. И. Зельдовича показано влияние легирования и скорости нагрева на про­явление структурной наследственности (знак «плюс» озна­чает проявление структурной наследственности, а «ми­нус» — ее отсутствие) в стали:

Быстрый на — Умеренный Медленный

Грев нагрев нагрев

Высоколегированные. . + + +

Легированные…. + — + Низколегированные н

Углеродистые…. —[8] — —

Аустенитной структуры и измельчению зерна» (В. Д. Caj довский). Образовавшийся при упорядоченном а-^у-пере — ходе аустенит фазово наклепан. С повышением температу­ры нагрева выше Tp происходит его рекристаллизация, и

Рис, 40. Схема перекристаллизации стали с исходной упорядоченной структу­рой при нагреве и охлаждении

При промежуточных умеренных скоростях нагрева (100—150 °С/мин), когда успевает пройти полный распад мартенсита до начала «-^-перехода, структурная наслед­ственность стали не проявляется. При этом а->-у-переход совпадает с рекристаллизацией и Зерно сразу же получа­ется мелким, т. е. реализуется нормальный неупорядочен­ный механизм перекристаллизации.

В работах Н. Н. Липчина с сотрудниками отмечается, что специальные карбиды хрома, молибдена, вольфрама, ванадия и титана, выделяясь при нагреве по границам мартенситных кристаллов, задерживают процесс рекристал­лизации до температуры растворения карбидов в аусте­ните.

Структурная наследственность хорошо проявляется в конструкционных сталях типа ЗОХГСА, 37XH3A, 20Х2Н4А и т. п. Наиболее вероятно проявление структурной наслед­ственности при термической обработке предварительно пе­регретых сталей, содержащих добавки сильных карбидо- образующих элементов — титана, ванадия, ниобия. Одна­ко необходимо оговориться, что не все легированные стали склонны к этому явлению при медленном нагреве. Быст­рый нагрев, приводящий к структурной наследственности в конструкционных легированных сталях, может реализо­ваться на практике при электронагреве или нагреве тон­ких изделий в соляных ваннах с последующей кратковре­менной выдержкой. Следует подчеркнуть, что отпуск пе­ред окончательным быстрым нагревом под закалку исключает проявление структурной наследственности. При медленном нагреве влияния предварительного отпуска, ес­тественно, не наблюдается, так как он протекает в процес­се самого нагрева под закалку.

В высоколегированных сталях (быстрорежущие, мар- тенситно-стареющие нержавеющие мартенситные стали и др.) структурная наследственность проявляется в широ­ком диапазоне скоростей нагрева, т. е. не только при быст­ром и медленном нагреве, но и при промежуточных уме­ренных скоростях нагрева. Следовательно, в таких сталях структурная наследственность наблюдается в обычно при­нятых на практике условиях нагрева, так как восстанов­ленное зерно аустенита длительное время не рекристалли — зуется. Так, при повторном нагреве под закалку быстроре­жущей стали независимо от скорости нагрева при аустени — тизации происходит восстановление исходного зерна и наблюдается нафталинистый излом. В мартенситно-старею — щих сталях восстановление крупного зерна происходит при обычной технологии их термической обработки.

2. Растворение карбидов и нитридов в аустените

Растворение карбонитридных фаз в аустените при терми­ческой обработке определяет многие свойства стали (устой­чивость переохлажденного аустенита, прокаливаемость и закаливаемость, разупрочнение при отпуске, дисперсион­ное упрочнение и др.).

Растворение фаз, в частности карбидных и нитридных частиц, осуществляется путем перехода атомов из неста­бильной фазы в стабильный при данной температуре твер­дый раствор — аустенит.

Термодинамические условия равновесия карбидных и нитридных фаз в твердом растворе позволяют определить равновесные концентрации элементов в твердом растворе, т. е. растворимость при данной температуре. Термодина­мические условия растворения специальных карбидов и нитридов в аустените характеризуются следующим урав­нением:

In NMe Nx = ——— 1П УMe УX’ (17>

Где N1ме и Nx — концентрация в мольных долях легирую­щего элемента Me, углерода и азота X; AG мехп— свобод­ная энергия образования соединения; уме и ух — коэффи­циенты термодинамической активности Me и X.

Для низколегированных сталей уравнение (17) можно представить в виде

XgLmx = Ig [%Ме][%Х]" = - (QIT) + С, (18)

J Tl

Где LMexn — произведение растворимости или константа равновесия данного соединения; [% .MeJ, [% Xj—содер­жание Me и X в аустените, % (п0 массе); QhC — постоян­ные, характеризующие соответственно карбид (нитрид) и сталь.

В табл. 4 по данным различных авторов приведены эм­пирические уравнения произведения растворимости некото­рых карбидов и нитридов.

Таблица 4. Уравнения растворимости карбидов и нитридов в аустените низкоуглероднстых сталей (0,1 % С)

Фаза

Произведение растворимости

Логарифм произведения р астворимости

VC0i75

[% V] [%С]0’75

—7600/7+5,76

VN

[%V] [% N]

—8330/7+3,40

NbC0i87

Г % Nb] [%С]0’87

—7700/7+3,18

NbN

F % Nb] [% N]

—10230/7+4,04

TiC

[% Ti] [%С]

—10475/7+5,33

TiN

[% TiJ [% NJ

—15 660/7+4,25

ZrC

[% Zr] [%С]

—8464/7+4,23

ZrN

[% Zr] [% N]

—14 900/7+3,68

AlN

1% Al] [% N]

—7300/7+1,50

По данным таблицы можно ориентировочно рассчитать темпера­туры растворения карбидов н нитридов для определенных содержаний карбндообразующих элементов. Температура растворения зависит не только от химической природы даииой фазы, но и от состава стали. При этом невозможно указать конкретную температуру растворения карбида или нитрида безотносительно к составу стали. Находящиеся в аустените карбндо-, ннтридообразующие элементы (марганец, хром, молибден н др.) уменьшают коэффициент термодинамической активно­сти углерода и азота (см. рис. 28), что, согласно уравнению (17), уве­личивает произведение растворимости карбидов н нитридов, т. е. спо­собствует переходу этих фаз в аустенит. Легирование стали некарби — дообразующнми элементами (кремнием, никелем, кобальтом) будет, наоборот, увеличивать коэффициент термодинамической активности угле­рода н азота, т. е. затруднять растворение карбидов и нитридов в аустените.

Необходимо подчеркнуть, что отмеченное влияние карбндообразу­ющих элементов проявляется только в том случае, если они находятся в твердом растворе (аустените), а не в карбидной фазе. Поэтому при рассмотрении растворения того или иного карбида н нитрида следует учитывать, что раньше перейти в аустенит могут лишь менее сильные карбндо — или ннтрндообраэователи. Так, при растворении в аустените карбида VC увеличивать его растворимость будут марганец н хром, карбиды которых растворились в аустените при более низкой темпе­ратуре. Титан такого влияния на растворение карбида ванадия оказы­вать не будет, так как он находится в периодической таблице левее ванадия н, следовательно, его карбид TiC перейдет в аустенит при более высокой температуре, чем карбид VC.

По уравнению (17) можно рассчитать растворимость карбидов и нитридов в сталях различного состава при лю­бых температурах. Для этого необходимо зна^ь значения стандартной свободной энергии образования карбидов и нитридов (см. табл. 1), а также коэффициенты термоди­намической активности элементов в железе (см. гл. IV, п. 6).

81

По этим данным построена диаграмма растворимости карбида ванадия в аустените (рис. 41), по которой можно определить равновесные концентрации ванадия в аустени­те при разных температурах, если известно содержание углерода в аустените. На рис. 42 представлены данные по растворимости карбонитридов ванадия, ниобия, титана и нитрида алюминия в аустените (сталь 0,1 % С, 1,5 %Мп, 0,1 % Me и 0,03 % N). Левая кривая для каждого элемен­та характеризует растворимость его карбида, правая — практически чистого нитрида. Заштрихованная область со­ответствует образованию комплексных соединений — кар­бонитридов. Для всех элементов (особенно титана) раст­воримость карбидов значительно больше, чем нитридов. Нитриды титана практически не растворяются в аустените при всех температурах. Трудно растворимы в аустените нитриды ниобия и алюминия. При реальных температурах

6—970

Нагрева под закалку растворяются карбонитриды ванадия. Следует также отметить, что карбиды и нитриды хрома еще легче переходят в состав аустенита при более низких

1?,/% Me, 0,15%С, a,OJ% N

О 0,02 0,04 0,06 0,08 Н, Температура,°С_

Рис. 41. Диаграмма растворимости карбида ванадия в аустените при разных температурах, ЪС (М. А. Гервасьев, М. И. Гольдштейи):

/—900; 2 — 1000; 3—1100; <— 1200; 5— 1300 Cy и Cc — концентрации ванадия и углерода соответственно % (по массе); Ny и Nc ~ мольная доля ванадия и углерода соответственно

Рис. 42. Растворимость карбоиитридов в аустените при разных температурах (М. И. Гольдштейн, В. В. Попов)

Температура, "С

Рис. 43. Растворимость карбидов ванадия (а), ниобия (б), титана (в), циркония (г) в аустените при разных температурах в зависимости от содержания углерода (указано в % кривых) в стали (М. И. Гольдштейи, В. В. Попов)

Температурах, чем карбиды и нитриды ванадия. Большое влияние на растворимость карбидов в аустените оказыва­ет углерод.

На рис. 43 приведены такие данные для карбидов ва­надия, ниобия, титана и циркония. Повышение температу­ры растворимости карбидов в аустените с увеличением со­держания углерода обусловлено повышением активности углерода в аустените вследствие роста его концентрации в твердом растворе и увеличения коэффициента термоди­намической активности.