Главная  Промышленность 

0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 [ 34 ] 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65

зовый наклеп, возникший при мартен-ситном превращении.

Ферритно-карбидную смесь, которая образуется после отпуска при температуре 450-650 °С, называют сорбитом отпуска. После отпуска при температуре, близкой к температуре у4„ образуется грубая ферритно-карбидная смесь-зернистый перлит.

Влияние легирующих элементов на процесс отпуска. Многие легирующие элементы повышают температуры второго и третьего превращений, уменьшают скорость коагуляции карбидов и влияют на карбидные превращения при отпуске.

При легировании сталей Сг, Мо, W, V, Со и Si затрудняется распад мартенсита: он завершается при нагревах до температуры 450- 500 °С; карбидообра-зующие элементы (Сг, Мо, W, V) уменьшают скорость диффузии углерода вследствие химического сродства с ним; Со и Si, не образующие карбидов в сталях, а также большинство карбидообразующих элементов увеличивают силы межатомной связи в твердом растворе. Вследствие этого стали приобретают повышенную сопротивляемость отпуску (теплостойкость).

В сталях с большим количеством карбидообразующих элементов температурой отпуска определяется тип выделяющихся карбидов. При температурах до ~400°С подвижность атомов легирующих элементов весьма мала, поэтому вместо специальных карбидов из мартенсита, так же как и в углеродистых сталях, выделяется карбид железа, для образования которого требуется лишь перемещение атомов углерода. При более высоких температурах становится возможным образование специальных карбидов: кристаллы цементита постепенно исчезают, а вместо них появляются более дисперсные специальные карбиды.

Под специальными понимаются карбиды, в состав которых входят легирующие элементы.

Многие легирующие элементы повышают температурный интервал распада остаточного аустенита до 40(>-580°С. В сталях с большим количеством карбидообразующих элементов изменяется и механизм распада: при температуре отпуска из аустенита выделяются специальные карбиды, легированность аустенита уменьшается, и он приобретает способность к превращению при охлаждении-по достижении температуры М„ начинается превращение аустенита в мартенсит.

Все карбидообразующие элементы замедляют коагуляцию карбидов; наиболее медленно коагулируют специальные карбиды типа MgC и МС, заметное укрупнение таких карбидов происходит при температуре, большей 550-600 °С.

В зависимости от температурного интервала принято различать три вида отпуска: низкий при 120-250 "С, средний-при 350-450 °С и высокий при 500-680 °С. Продолжительность выдержки при отпуске устанавливают с таким расчетом, чтобы обеспечить стабильность свойств стали. При низком отпуске инструментов продолжительность его чаще всего составляет 0,5-2 ч в зависимости от сечения инструмента. Продолжительность отпуска увеличивается до 10-15 ч, если температура низкого отпуска не превышает lOfr 120 °С. В этом случае, например, при отпуске мерительного инструмента, когда падение твердости нежелательно, такой продолжительный отпуск позволяет исключить объемные изменения в процессе эксплуатации инструмента.

Продолжительность среднего и высокого отпуска обычно составляет от 1 до 2 ч для деталей небольшого сечения и от 3 до 8 ч для деталей массой от 200 до 1000 кг (диски газовых и паровых турбин, валы и цельнокованые роторы турбин и другие детали большой массы).

Так как структура отпущенной стали формируется в период выдержки при температуре отпуска, интенсивность по-



следующего охлаждения не оказывает влияния на структурное состояние стали. Обычно от температуры отпуска детали охлаждают на спокойном воздухе.

Рассмотрим отпуск стали с дисперсной структурой перлита или бейнита. Сорбит, троостит или бейнит образуются при охлаждении стали из аустенитной области со скоростью, меньшей гр. Эти структуры часто образуются в отливках, а также в поковках, штамповых заготовках и сортовом прокате из легированных сталей при охлаждении их на воздухе от температуры деформации. При нагреве до температур, меньших Aj, будут происходить структурные изменения, т. е. указанные структуры тоже «отпускаются».

При нагреве углеродистых сталей с дисперсными перлитными структурами происходят коагуляция и сфероиди-зация карбидов. В легированных сталях могут происходить и карбидные превращения: если перлитная структура появилась при значительном переохлаждении аустенита (например, структура троос-тита), когда образование специальных карбидов затруднено, отпуск при температуре 600-700 °С вызовет превращение цементита в специальный карбид.

При отпуске бейнитных структур, помимо указанных процессов, происходит выделение карбидов из а-твердого раствора и изменение структуры феррита, как и при отпуске мартенсита.


Свойства отпущенной стали. Твердость отпущенной стали определяется несколькими факторами: уменьшение тетрагональности решетки, степени фазового наклепа и укрупнение карбидных частиц вызывают снижение твердости; выделение когерентных кристаллов б-карбида и дисперсных кристаллов специальных карбидов, а также распад остаточного аустенита вызывают повышение твердости.

В конструкционных сталях, жоличе-ство углерода в которых обычно не превышает 0,7%, твердость снижается непрерывно, однако снижение невелико до температур 100-120 °С. В инструментальных сталях с более высоким содержанием углерода эффект твердения вследствие выделения е-карбида преобладает, поэтому твердость при отпуске до 100-120 °С несколько увеличивается. Изменение твердости углеродистых сталей в интервале температур второго превращения в большой степени зависит от количества остаточного аустенита; например, в стали с содержанием 1,2% С в интервале температур 200-300 °С уменьшается интенсивность снижения твердости (рис. 5.30, а).

Аналогично углеродистым сталям изменяется твердость при отпуске низколегированных и среднелегированных сталей, не содержащих карбидообра-зующих легирующих элементов.

Сильные карбидообразоваели задер-

Рис. 5.30. Изменение твердости закаленных сталей при отпуске: а - углеродистые стали; 6 -высоколегированные стали Х12 (2% С, 12% Сг), закалка от 950 °С и Р18 (0,75 %С, 18% W, 4% Сг, 1,2% V), закалка от 1260°С



живают выделение карбидов железа, поэтому при температуре отпуска до 400-500 °С твердость снижается незначительно (рис. 5.30,6). При температурах выделения дисперсных специальных карбидов в сложнолегированных сталях (Cr-W-V, Cr-Mo-V и др.) происходит повышение твердости несмотря на уменьшение содержания углерода в мартенсите. Повышение твердости у сталей с хромом, вольфрамом (молибденом) и ванадием соответствует температуре 500-560 °С.

Для закаленной и неотпушенной сталей характерны довольно низкие значения Ов, предела упругости и предела текучести; при отпуске до 300 °С эти характеристики прочности возрастают; при дальнейшем повышении температуры отпуска предел упругости и предел текучести монотонно снижаются. Наиболее высокое отношение Оо.г/св в конструкционных сталях достигается после отпуска при 300-350 °С (рис. 5.31).

Характеристики пластичности 5 и ф возрастают по мере повышения температуры отпуска (см. рис. 5.31). Ударная вязкость непосредственно после за-

а, МПа; <?,г/,%

быстрое охлаждение


ioo 500 еоо t°c


Рис. 5.31. Влияние температуры на механические свойства конструкционной углеродистой стали (0,45% С)

200 Ш 600 t°C

Рис. 5.32. Влияние температуры отпуска и скорости охлаждения от температуры отпуска на ударную вязкость конструкционных легированных сталей (схема): / - отпускная хрупкость I рода; - отпускная хрупкость 11 рода

калки низкая. С повьш1ением температуры отпуска ударная вязкость увеличивается, однако есть два температурных интервала, при которых ударная вязкость конструкционных сталей заметно снижается: 250-350 и 500-600°С; понижение вязкости соответственно называют отпускной хрупкостью I и П рода (рис. 5.32). Природа охрупчивания сталей после отпуска при указанных температурах недостаточно ясна.

Понижение ударной вязкости после отпуска при 25()-350°С наблюдается у всех конструкционных сталей независимо от степени легирования. Заметное понижение ударной вязкости после отпуска при 500-600 °С наблюдается только у легированных конструкционных сталей-хромистых, марганцевых, хро-моникелевых, хромомарганцевых и др. Снижения вязкости почти не происходит в случае быстрого охлаждения от температуры отпуска (в воде или масле). Отпускная хрупкость II рода заметно подавляется даже при медленном охлаждении от температуры отпуска, дополнительным легированием сталей молибденом или вольфрамом в количестве 0,3 и 1% соответственно.

Комплексную термическую обработку, состояшую из полной закалки и высокого отпуска конструкционных сталей, называют улучшением.



0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 [ 34 ] 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65