Дисперсности карбидной

На свойства стали, кроме зернистости, существенное влияние оказывают однородность аустенита, содержание С и легирующих примесей, дисперсность структуры, старение и др.

Общее представление о механизме упрочнения стали в результате ТМО было бы неполным, если 1не рассмотреть еще возможность полиморфного превращения стали под напряжением. В работах Курдюмова с сотрудниками [21] было показано понижение мартенситной точки, а также превращение аусте-нита в мартенсит непосредственно во время деформации в надмартенситной области температур. С увеличением степени деформации указанные явления протекают все более интенсивно, причем максимальное превращение аустекита в мартенсит под действием приложенного напряжения происходит обычно при деформации свыше 50%, но при этом почти полностью исключается превращение при последующем охлаждении. Кристаллы так называемого «мартенсита деформации» (мельче кристаллов «мартенсита охлаждения» недеформированной стали, что также способствует упрочнению. Дисперсность структуры «мартенсита деформации» тем выше, чем больше степень деформации аустенита в надмартенситной области температур.

бы частичной рекристаллизации (рекристаллизации первого рода), что несколько ухудшает дисперсность структуры аусте-нита, а тем самым и степень измельченности получающихся в конечном итоге кристаллов мартенсита. Это и является, по-кидимому, основным препятствием для получения более высоких пределов прочности стали методом ВТМО.

величину зерна металла, относительные доли структурных составляющих, плотность дислокаций, дисперсность структуры (по величине удельной поверхности границ зерен или фаз), пористость металлокерамических изделий, т. е. параметры, представляющие первостепенный интерес именно в металлических структурах, анализируемых методами количественной (стереометрической) металлографии.

Отпуск в значительной степени изменяет структуру и свойства стали, особенно в том случае, когда превращение аустенита при закалке происходит в мартенситной области. Эти изменения существенно зависят от содержания углерода в стали и легирующих элементов, которые оказывают большое влияние на дисперсность структуры и поведение остаточного аустенита, а также и от режима отпуска, т. е. температуры и его продолжительности.

ните устанавливается определенный градиент концентрации аусте-нита, способствующий диффузии углерода от цементитных включений к графиту. Большая дисперсность структуры определяет кратковременность процесса. При индукционном нагреве появляется возможность повышения температуры для ускорения отжига.

Конечно, такое различие в эксплуатационных показателях цепей нельзя объяснить только повышенной твердостью деталей, упрочненных ЭМО. Очевидно, существенное значение для этих сопряжений имеет дисперсность структуры и коррозионная стойкость.

На коэффициент а и удельную теплоемкость с влияет главным обра. зом состав чуг.уиа, а иа теплопроводность X — степень графитизации, дисперсность структуры, неметаллические включения н т. п.

сопротивление pj чугуна увеличивается как при графитизации, особенно заметно для графита пластинчатой фор* мы, так и при увеличении в структуре цементита. Существенно влияет также дисперсность структуры металлической матрицы чугуна. Удельное электрическое сопротивление увеличивается с переходом структуры от феррита к перлиту, сорбиту, трооститу и маР" тенситу (табл. 10). Высоким удельным

На дисперсность структуры сплава значительное влияние оказывают продолжительность выдержки (должна быть минимальной), а изменяя скорость охлаждения спеченной заготовки, можно варьировать ее твердость. С уменьшением скорости охлаждения спеченных заготовок со 100 до 25 °С/мин твердость карбидостали снижается на 5-10 единиц HRC, что очень важно для последующей механической обработки. В интервале от 25 до 10°С/мин заметного изменения твердости не происходит, поэтому рекомендуется проводить охлаждение спеченных заготовок со скоростью 25 °С/мин.

У сплавов с гетерогенной структурой коэрцитивная сила повышенная: при этом тем больше, чем выше дисперсность структуры. Рост коэрцитивной силы особенно значителен при высокой дисперсности ферромагнитной фазы, каждая частица которой является однодоменной и анизотропной. Ее также увеличивает рост микронапряжений и плотности дислокаций, как, например, в случае закалки стали на мартенсит.

и трооститная структуры благодаря высокой дисперсности карбидной фазы затрудняют движение дислокаций и обладают наибольшей выносливостью.

На рис. 11.24 приведены средние значения релаксированных напряжений для стали У9 с различной степенью дисперсности карбидной фазы перед волочением и деформированной с различными суммарными обжатиями. Общая картина снятия напряжений в данной стали такая же, как и для стали 08кп. Разница заключается

увеличением дисперсности карбидной фазы. Временное сопротивление при изгибе и

и не должна была оказать влияние на кинетику образования аустенита. Авторы исследовали процесс образования аустенита в стали ШХ15 со структурой зернистого перлита. В результате предварительной обработки были получены три состояния: 1) с мелким ферритным зерном и мелкими карбидами (после отжига при 775°С); 2) с мелким ферритным зерном и крупными карбидами (отжиг при 775°С + дополнительный 100-ч отжиг при 710°С); 3) с крупным ферритным зерном и крупными карбидами (отжиг 850°С + дополнительный отжиг при 710°С, 100 ч). Опыты показали, что при одинаковой дисперсности карбидов (состояния 2 и 3) в структуре с мелким ферритным зерном (состояние 2) превращение идет быстрее. При одинаковом же размере зерна (состояния 1 и 2) а -*• -* 7-превращение быстрее развивается в стали с мелкодисперсными карбидами. Эти опыты наглядно демонстрируют влияние на кинетику а -* -»• 7-превращения не только дисперсности карбидной фазы, но и поверхности раздела ферритных зерен.

и не должна была оказать влияние на кинетику образования аустенита. Авторы исследовали процесс образования аустенита в стали ШХ15 со структурой зернистого перлита. В результате предварительной обработки были получены три состояния: 1) с мелким ферритным зерном и мелкими карбидами (после отжига при 775°С); 2) с мелким ферритным зерном и крупными карбидами (отжиг при 775°С + дополнительный 100-ч отжиг при 710°С); 3) с крупным ферритным зерном и крупными карбидами (отжиг 850°С + дополнительный отжиг при 710°С, 100 ч). Опыты показали, что при одинаковой дисперсности карбидов (состояния 2 и 3) в структуре с мелким ферритным зерном (состояние 2) превращение идет быстрее. При одинаковом же размере зерна (состояния 1 и 2) а -* -»• 7-превращение быстрее развивается в стали с мелкодисперсными карбидами. Эти опыты наглядно демонстрируют влияние на кинетику а -*• -+ 7-превращения не только дисперсности карбидной фазы, но и поверхности раздела ферритных зерен.

Первое издание вышло в 1964 г. Во втором, переработанном и дополненном издании рассмотрены физические основы прокаливаемости стали, дана классификация сталей по прокаливаемости, показано влияние на прокаливаемость легирующих элементов и примесей, величины зерна аустенита, исходной структуры и дисперсности карбидной фазы, химической микронеоднородности и других факторов. Рассмотрены также пути управления прокаливаемостью и некоторые методы ее определения. На примерах показан принцип выбора стали по прокаливаемости.

прокаливаемости и основанные на результатах ранее проведенных работ, нуждаются в уточнении и пересмотре. К таким представлениям относятся, например, деление сталей по типу прокаливаемости, представление о соотношении глубины прокаливаемости литой и прокатанной неотожженных сталей, представление о влиянии дисперсности карбидной фазы на прокаливаемость высокоуглеродистой легированной стали и некоторые другие.

положения следует, что график зависимости прокаливаемости стали от дисперсности карбидной фазы должен иметь максимум.

В работе [71 ] указывается, что с увеличением дисперсности карбидной фазы прокаливаемость инструментальной стали повышается.

Зависимость прокаливаемости исследованных плавок сталей ШХ15 и ШХ15СГ от дисперсности карбидной фазы была приведена на рис. 65. Видно, что график, характеризующий зависимость Я — / (dcp), действительно имеет максимум. Этот максимум для стали обеих марок лежит в интервале 0,4—0,5 мкм. Следова-

Таким образом, прокаливаемость хромистой подшипниковой стали по мере увеличения дисперсности карбидной фазы (от дисперсности, оцениваемой примерно , баллами 3—4 шкалы ГОСТ 801—60, dcp f*j 0,8 мкм) повышается и достигает максимума при dcp f=& 0,4-1-0,5 мкм; при дальнейшем увеличении дисперсности прокаливаемость стали снижается. Полученные данные позволяют сделать заключение о том, что существующее положение, согласно которому с увеличением дисперсности карбидной фазы прокаливаемость стали возрастает, нуждается в уточнении.