Карбидные фазы (реферат)

Количество карбидов определяется содержанием в стали угле рода и легирующих элементов и типом образующихся карбидных фаз.

В состоянии высокой твердости количество карбидов в заэвтектоидных сталях 5—12 %, а в ледебуритных до 25—30 %. Их объемное количество в ледебуритных сталях с карбидами ванадия может достигать 32—35 % В отожженной стали количество карбидов (по массе) несколько больше Оно при этом значительнее, если карбиды более бедны углеродом М. }С, M-G, М С6, и меньше, если это карбид МС.
По влиянию на структуру и свойства следует различать карбиды растворимые в аустените и нерастворимые (или избыточные) Влияние растворимых карбидов К ним относятся карбиды а) эвтектоидные, присутствующие в перлите и переходящие в раствор при превращении П—А, б) вторичные, выделяющиеся при кристаллизации (охлаждении с высоких температур) из аустенита и присутствующие вне перлита, т е в виде самостоятельной составляющей Они растворяются при нагреве выше температур перлитного превращения. Однако к числу растворимых будем относить лишь ту часть вторичных карбидов, которые переходят в раствор при нагреве до температур, еще не вызывающих значительного роста зерна, в большинстве случаев не больше балла 11—9. Остальную часть карбидов, сохраняющуюся в структуре закаленной стали, следует по этому признаку рассматривать в числе избыточных и в) третичные, выделяющиеся при замедленном охлаждении (отжиге) ниже температур перлитного превращения О природе и присутствии третичных карбидов в структуре высокоуглеродистых сталей нет достаточных сведении Они не обнаруживаются микроанализом Некоторые косвенные данные указывают на возможность их выделения из феррита в высоколегированных сталях в виде очень дисперсных частиц Вторичные карбиды задерживают рост зерна аустенита при нагреве для горячей деформации и для закалки Влияние их значительнее, чем избыточных, поскольку частицы вторичных карбидов более мелкие и число их больше Интенсивный рост зерна на ступает при окончании перехода в аустенит основной массы растворимых карбидов Роль эвтектоидных и вторичных карбидов, переходящих в раствор при нагреве Ах и выше, ясна Рас творение их насыщает аустенит углеродом и легирующими эле ментами Вклад эвтектоидных и вторичных карбидов при этом различен У углеродистых и низколегированных сталей больше роль перлитного превращения, а у высоколегированных, содержащих мало углерода в перлите, роль вторичных карбидов.
Насыщение аустенита обеспечивает прокаливаемость и закаливаемость, а при значительном насыщении сильными карбидообразующими хромом, вольфрамом, молибденом, ванадием создает, кроме того, условия для развития дисперсионного твердения при отпуске и получения теплостойкости. Дисперсионное твердение вызывается выделением из мартенсита мелких специальных карбидов легирующих эле-ментов; их размеры на начальной стадии процесса составляют 40—50 нм. Оно сопровождается повышением твердости на 3— 10 HRC. Вязкость при этом снижается. Степень охрупчивания зависит от условий выделения карбидов: по границам и по объему зерна. Дисперсионное твердение за счет вольфрама и молибдена создается преимущественно выделением промежуточных карбидов. Они превращаются в стабильный карбид при повышении температуры нагрева при одновременном снижении твердости.
Влияние избыточных карбидов Размеры карбидов значительно больше (часто на несколько порядков), чем растворимых, особенно выделившихся из мартенсита при, отпуске. Поскольку избыточные карбиды не растворяются при нагреве для закалки, то их размеры, форма и распределение в объеме металла сохраняются после обычной термической обработки такими же, какими они были получены после затвердевания и деформации г. Так как избыточные карбиды не изменяют состава твердого раствора, то их роль в стали меньше, и иная, чем рас-творимых карбидов. Положительное влияние избыточных карбидов состоит в том, что они препятствуют росту зерна при нагреве, но слабее, чем растворимые; повышают износостойкость; изменением твердости карбидов и эта роль возрастает с увели- упрочняют сталь, препятствуя пластическому течению металла под действием напряжений, в том числе при нагреве; эта роль карбидов возрастает, если они мелкие. По этой же причине их влияние также меньше, чем выделившихся из мартенсита при отпуске.
Вторичные карбиды задерживают рост зерна аустенита при нагреве для горячей деформации и для закалки. Влияние их значительнее, чем избыточных, поскольку частицы вторичных карбидов более мелкие и число их больше. Рост зерна наступает при переходе в аустенит основной массы растворимых карбидов.
Строение и свойства карбидных фаз и эвтектик Карбидные со сложной решеткой, растворимые в аустените Цементитный карбид (Fe3C) (он обозначается М3С) — основная фаза не теплостойких сталей. Он присутствует в перлите в виде вторичных карбидов, а возможно и третичных. У цементита размеры более крупных вторичных частиц не превышают 3—5 мкм. Его решетка ромбическая: а = 0,4507 нм; а = 0,5066 нм; с — 0,6724 нм и плотность 7,62 г/см3.
При отпуске образованию карбида М3С предшествует выделение е-карбида в качестве промежуточной фазы. Он выделяется при 200—300 °С и имеет гексагональную решетку, большее ориентационное соответствие с мартенситом и более высокое содержание углерода; его состав отвечает Fe2C; карбид парамагнитен. Вследствие повышенной дисперсности е-карбид обнаруживается только рентгеноструктурным анализом, в электронном микроскопе или магнитным анализом. Выше 250 °С е-карбид превращается в цементит.
Цементитный карбид, как образующийся при относительно низких температурах, более равномерно распределяется в объеме зерна. Это можно использовать для более благоприятного распределения образующихся при отпуске карбидов специальных элементов, в частности М2С.
Цементит и е-карбид имеют по сравнению с другими карбидами повышенную способность к коагуляции. Поэтому выделение их из мартенсита при температурах ниже 125—130 °С почти не повышает твердости и прочности, а коагуляция при более высоких температурах сильно снижает твердость. В цементите растворяются марганец и хром. Марганец замещает железо неограниченно — от (Fe, Мп)3С до Мп3С, а также облегчает растворение и коагуляцию карбида.
Хром замещает железо в количестве до 18 %. В этом случае частицы цементита (при одинаковом содержании углерода в стали) немного мельче и распределены равномернее. Растворение их заканчивается при более высоких температурах: 1050—1100 °С; при отпуске они коагулируют менее интенсивно, немного задерживая снижение твердости. Молибден и вольфрам мало растворяются в цементите до 1 и 0,6 % соответственно. Более сильные карбидообразующие ванадий, титан, цирконий, ниобий не присутствуют в цементите. Сложный карбид хрома (Cr, Fe, Mo, W, V)23 C6, обозначаемый M23C6, образуется в полу-теплостойких и теплостойких сталях, содержащих более 3—4 % Сг, но имеющих меньше 0,8—1 % С (или в сталях с большим углеродом, но в которых часть углерода связана в более стабильных карбидах М6С и МС, в частности в быстрорежущих). Карбид М23С6 чаще — вторичного происхождения: выделяется из аустенита. Его размеры поэтому небольшие и составляют 3— 5 мкм. Решетка карбида М,3Се сложная кубическая; в сплавах хром— углерод ее период 1,060 нм. Твердость карбида 1000— 1100 HV, что больше чем у цементита, плотность 6,9—7,2 г/см3.
Железо замещает в карбиде до 35—40 % Сг, что немного увеличивает период решетки и плотность (в указанных пределах) и облегчает растворимость карбида в аустените. В карбиде могут присутствовать, но в меньших количествах молибден, вольфрам и ванадий, замещающие в нем часть атомов хрома. Карбид М23С6 растворяется при более высоких температурах (950—1000 °С), чем цементит. При содержании в нем ванадия растворение начинается несколько выше: при 1000—1020 °С. Растворение карбида сопровождается переводом в аустенит содержащихся в нем ванадия, молибдена и вольфрама.
В быстрорежущих сталях с высокими температурами закалки карбид М23С6 растворяется при нагреве полностью. В других сталях часть карбида при нагреве, сохраняющем мелкое зерно, остается нерастворенной.
При отпуске карбид М23С6 образуется при более высоких температурах (400—500 °С), чем цементит, и, как правило, путем насыщения хромом выделившегося цементитного карбида и его превращения в карбид М23С6 (т. е. по типу «превращения на месте»). Не исключается возможность и прямого выделения из легированного а-раствора некоторого количества карбида М23С6.
Способность к коагуляции карбида М23С6 меньше, чем цементита, вследствие чего твердость стали после отпуска при 400— 500 °С не снижается и может даже немного возрастать. Эффект дисперсионного твердения усиливается (на 0,5—1,0 HRC) у стали, легированной в небольших количествах (1—2 %) молибденом, вольфрамом и ванадием. Более сложный карбид М23С6 таких сталей сохраняет большую дисперсность.
Возможен и другой механизм усиления эффекта дисперсионного твердения. Молибден и ванадий, переведенные в аустенит растворением карбида М23С6, выделяются при отпуске в виде карбида промежуточного типа (М2С) и карбида МС, создавая вторичную твердость.
Это поведение карбида М23С6 используется в сталях пониженной теплостойкости с 4—5 % Сг и с 4 % Мо и 1 % V.
Сложный карбид хрома (Cr, Fe, Mo, W, V)7C3, обозначаемый М7С3, образуется в полу-теплостойких сталях, содержащих более 3—4 % Сг и более 0,8—1,1 % С. В случае ликвации могут присутствовать оба карбида: М23С6 и М7С3 Карбид М7С3 — как вторичного происхождения, выделившийся из аустенита, так и эвтектический, образующийся при затвердевании. Карбиды часто имеют продолговатую форму; их наибольшая длина значительная — до 50—70 мкм.
Эвтектика с карбидами М7С3 имеет своеобразное скелетообразное строение. Видимые в микроскопе пластинки в эвтектике представляют сечение дендритов; карбиды в ней имеют вид ветвей, растущих от основных взаимно пересекающихся стержней. Толщина сетки и размеры карбидов (при одинаковой скорости охлаждения отливаемой стали) возрастают с увеличением содержания углерода и хрома.
Карбид Сг7С3 (в сплавах хром — углерод) имеет сложную гексагональную решетку: а = 0,453 нм и с — 0,1401 нм, плотность 6,92 г/см3. Его твердость (1600—1800 HV) значительно больше, чем цементита. В стали железо замещает в карбиде М7С3 до 50 % Сг, что немного изменяет параметр решетки, повышает плотность и снижает твердость. В присутствии карбида М7С3 значительно возрастает износостойкость и снижается коэффициент трения. Содержание углерода в карбиде М7С3 изменяется в определенных пределах, вследствие чего он может образовываться с дефицитом или с избытком по углероду.
В карбиде М7С3 растворяются ванадий, вольфрам и молибден. Содержание ванадия в карбиде возрастает с 1 до 8 и 15 % при увеличении в стали хрома соответственно с 3 до 6 и 12 % (при 1—2 % С); при этом повышается устойчивость карбида М7С3 против растворения в аустените. При повышенных температурах аустенит за счет растворения такого карбида насыщается не только хромом, но и ванадием. Растворимость молибдена и особенно вольфрама в карбиде М7С3 и, следовательно, насыщение ими аустенита меньше. Карбид М7С3 (вторичный) растворяется при температурах 950—1150 °С.
При отпуске карбид М7С3 образуется по механизму, указанному выше для карбида М23С6. Его образование также повышает устойчивость против нагрева и более значительно при содержании ванадия, молибдена, вольфрама. Травление 4 %-ным раствором едкого натра, насыщенного перманганатом калия, окрашивает карбиды М23С6 и М7С3 в желтый цвет, не дифференцируя их. Карбиды М7С3 более крупные; цементит при этом не выявляется.
Сложный карбид вольфрама и молибдена (W, Mo, Fe, Cr, V)6C, обозначаемый М6С, — основной карбид быстрорежущих и многих теплостойких штамповых сталей. Карбид как вторичного происхождения, выделившийся из аустенита, так и эвтектический, образуется при затвердевании. Строение и свойства немного различаются у карбида вольфрамовых и у карбида молибденовых и вольфрамомолибденовых сталей. В вольфрамовых сталях эвтектика образуется при более высоких температурах и в более широком интервале. Поэтому размеры крупных карбидов больше и возрастают с увеличением содержания вольфрама: до 25—30 мкм для стали Р18. Эвтектика имеет своеобразное «скелетообразное» строение, как и эвтектика с М7С3. Средний состав карбида отвечает формуле Fe3W3C и изменяется от Fe2W4C до Fe4W2C. Даже в одной стали содержание вольфрама в разных карбидах М6С и периоды их решетки могут немного различаться.
Содержание углерода, указываемое формулой, соответствует идеальной структуре. В действительности в решетке имеется дефицит атомов углерода в количестве около 15 %. Карбид имеет кубическую решетку, период которой изменяется от 1,101 до 1,110 нм.
Хром, ванадий (а также цирконий, ниобий, титанов меньших количествах) и железо замещают в карбиде часть атомов вольфрама и уменьшают период решетки: от 1,106 нм в отожженной стали с 0,7 % С и 18 % W до 1,104 нм в стали, содержащей дополнительно 4 % Сг и 1,2 % V и до 1,103 нм при 12 % W (4 % Сг и 1,9 % V). Твердость карбида 1200—1300 HV (72—73 HRC) в его присутствии возрастает износостойкость.
Плотность карбида в отожженной быстрорежущей стали Р18 составляет 12,0—12,3 г/см3.
Карбид М6С растворяется в аустените при более высоких температурах (1150—1300 °С), чем карбиды М7С3 и М23Се. Хром, ванадий, молибден, присутствующие в карбиде, облегчают его растворение в аустените и немного понижают температуры этого процесса в сталях, содержащих больше 3—4 % W, и в быстрорежущих часть карбидов, как эвтектических, не растворяется до температур начала расплавления стали. По этим причинам карбид М6С эффективно задерживает рост зерна. Растворение карбида М6С, как бедного углеродом, меньше увеличивает его концентрацию в аустените (мартенсите) по сравнению с достигаемым растворением карбидов М23С6, М7С3, М3С.
При отпуске 500—620 °С возникает промежуточный карбид М2С по механизму, указанному для карбидов М23С6 и М7С3 (за счет взаимодействия вольфрама, выделяющегося из раствора, с образовавшимися при более низком нагреве карбидами М3С и М23Св). Это вызывает упрочнение при дисперсионном твердении. При 650—700 °С этот карбид превращается в карбид М6С. Из-за малой способности к коагуляции повышенная вторичная твердость сохраняется до более высоких температур, чем при выделении карбидов М23С6 и М7С3. По этой же причине при выделении карбида М2С (М6С) снижается вязкость.
Карбид М6С может изменять свою форму и состав в следующих условиях.
Карбид сильно коагулирует во время длительной выдержки (30—40 мин) при высоких температурах 1260—1280 °С. При этом образуются крупные карбиды угловатой формы. Эта своеобразная конфигурация создается, по-видимому, в результате стремления карбида принять свойственную ему кристалло-геометрическую форму; развитие процесса облегчено в условиях значительной диффузии при высоких температурах. Эти карбиды в отличие от обычных, более мелких и округлых, меньше задерживают рост зерна при нагреве до закалки. Угловатые карбиды представляют поликристалл сложного строения и не отличаются по составу от обычных, более мелких.
Вместе с тем карбид М6С не является достаточно стабильной фазой. При нагреве до 825 -900 С, применяемом для отжига, состав карбида в результате взаимодействия с аустенитом может изменяться. В нем при длительных выдержках может возрастать содержание вольфрама, чему отвечает небольшое увеличение периода решетки и снижение растворимости в аустените. В результате еще более длительной выдержки часть карбида превращается с образованием более стабильного карбида W2C [90]. Этому соответствует новое уменьшение периода решетки карбида М6С и изменение теплостойкости. Превращение с образованием карбида другого типа, развивающееся в условиях контакта и взаимодействия двух фаз, протекает в пограничных слоях карбида М6С. Это приводит к образованию вокруг него тонкой оболочки нового карбида, что затрудняет растворение карбида М6С при нагреве для закалки, выполняемой с принятыми короткими выдержками. Оно, кроме того, служит причиной постепенного затухания процесса и объясняет, почему его развитие даже в относительно слабой степени может заметно ухудшать теплостойкость. Карбид W2C имеет гексагональную решетку с периодами: а —= 0,2992 нм и с 0,4722 нм. В молибденовых и вольфрамомолибденовых сталях состав карбида М6С близок к формуле Fe3Mo3C, а при недостатке углерода, возможно, и к Fe2Mo2C. Молибден и вольфрам замещают друг друга в карбиде в соотношении, равном их содержанию в стали (в атомных процентах).
Период решетки и плотность молибденового карбида М6С немного меньше, чем у изоморфного ему вольфрамового карбида. Карбид МсС, в решетке которого часть положений, отведенных вольфраму, замещена молибденом, в частности в вольфрамомолибденовых сталях с 6—8 % W и 3— 5 % Мо по сравнению с вольфрамовыми- а) кристаллизуется из жидкости при более низких температурах; б) имеет меньшие размеры частиц и в) растворяется при более низких температурах, а именно 950—1250 °С. Часть карбидов также сохраняется и при нагреве до температур плавления. Эвтектика в сталях с молибденом более тонкого строения и в отличие от образующейся в вольфрамовых сталях имеет веерообразное строение.
Способность этого карбида к образованию угловатой формы меньше, чем карбида МсС вольфрамовых сталей. Поэтому они редко наблюдаются в молибденовых и вольфрамомолибденовых сталях. При длительном отжиге возможно превращение части молибденового карбида М6С с образованием карбида Мо2С; оно протекает менее интенсивно, чем в вольфрамовых сталях. Карбид М6С (как и карбиды М23С6 и М7С3) плохо травится и остается светлым при травлении растворами азотной кислоты. Для отделения его от других карбидов необходимо травление раствором 10 г КОН и 10 г K3Fe(CN)6 на 100 мл воды в течение 5—10 мин при 50—60 °С или 15—20 мин при 20 °С; карбиды М6С окрашиваются в темный цвет.
Карбиды типа МС (фазы внедрения) Карбиды ванадия образуются в не теплостойких сталях, содержащих карбиды М3С даже при низкой концентрации ванадия, так как он не растворим в цементите. Количество карбидов увеличивается с возрастанием содержания ванадия. В теплостойких сталях с карбидами МсС и полу-теплостойких сталях с карбидами М7С3 и М23С6 карбид ванадия может образоваться при содержании ванадия более 1—1,5 %.
Карбид МС может быть вторичным (выделившимся из аустенита), эвтектическим или даже первичным (при очень высоком содержании углерода и ванадия в стали). Эвтектика в сталях, содержащих более 4—5 % ванадия и до 6 % хрома (или 12 % вольфрама), имеет тонкую структуру веерообразного строения (см. рис. 89). Карбиды МС могут образовывать отдельные колонии, поэтому размеры частиц эвтектических карбидов меньше (до 5 — 8 мкм), чем размеры карбидов М7С3 и М6С, и они распределены более равномерно в структуре. Это позволяет увеличивать количество карбидной фазы без значительного ухудшения ковкости стали. Первичные карбиды значительно крупнее, размеры их частиц существенно зависят от содержания углерода и ванадия в расплаве и условий кристаллизации.
Карбиды МС имеют высокую твердость (2000 HV) и поэтому могут существенно повысить износостойкость. По тем же причинам это ухудшает шлифуемость, а когда они присутствуют в количестве более 8—10 %, ухудшается обрабатываемость стали.
Карбиды МС активно взаимодействуют с кислородом. В сталях, содержащих более 3 % карбидов МС, может образоваться окисная пленка значительной толщины при нагревании в воздушной атмосфере при 900- 1200 °С. Формула МС соответствует идеальному строению решетки и содержанию углерода 19 %. Карбиды с недостатком по углероду более точно описываются формулой V4C3. Период решетки 0,415 нм в ванадиевых сталях и 0,4175—0,4178 нм в быстрорежущих сталях. Карбид МС может содержать молибден, вольфрам и хром до 12,17 и 3 % (по массе) 4,7; 3,7 и 2,6 % (объем.); в нем также может содержаться азот. Растворимость карбидов МС в аустените зависит от присутствия других карбидов. В сталях, содержащих один ванадий, карбиды МС растворяются при высоких температурах (1100— 1150 °С) и насыщают твердый раствор до 1,5—2 %; их растворение сопровождается сильным ростом зерна. Они практически не растворимы в сталях, содержащих сложные карбиды М7С3, М23С6 и М6С. Эти карбиды растворяются при более низких температурах, как указано выше, и поэтому насыщают аустенит ванадием, не оставляя свободных мест в решетке твердого раствора для дальнейшего обогащения новыми порциями ванадия из карбидов МС. Карбид МС выделяется при отпуске 500—600 °С, усиливая дисперсионное твердение и повышая твердость (см. рис. 244). Вязкость и шлифуемость при этом ухудшаются; прочность может возрастать.
Карбид МС выявляется микроанализом: 1) в виде темноокрашенных частиц после электролитического травления 1 %-ным раствором хромовой кислоты в течение 15—20 с при напряжении 3 В. Анодом служит шлиф, а катодом — нержавеющая сталь; плотность тока 0,025 А/см2; 2) рельефным полированием, основанном на различии в твердости карбида МС и других карбидов. После выведения рисок и царапин металлическая основа и карбиды М6С, М7С3, М23С6 выполировываются, а карбиды МС выступают, образуя микрорельеф; они светлые в нетравленом шлифе.
Для дифференциации карбидов применимо цветное травление. Шлиф протравливают смесью азотной и соляной кислот и хромовокислого калия и погружают в расплавленную соль (350—400 °С), оставляя протравленную поверхность на воздухе, и выдерживают до появления на ней синего цвета побежалости. На разных карбидных фазах образуется пленка окислов, окрашенная в различные цвета: цементит в красный или розовый; карбид М6С в желто-зеленый, карбид МС в коричневый; карбид М7С3 остается светлым. Это позволяет измерять их микро твердость. Окрашивание под микроскопом видно отчетливее, чем на фотографиях.
Карбонитридные (нитридные) фазы
Карбонитридные фазы образуются чаще всего в результате введения азота в большем количестве, чем он обычно присутствует в стали. При введении в жидкую сталь, т. е. в присутствии азота во всем объеме металла, его содержание достигает 0,07— 0,09 % (при 4—6 % Сг) и до 0,1—0,12 % (при 8—18 % Сг). При этом образуются карбонитридные фазы типа М23 (С, N)6, М6(С, N), М(С, N) и нитриды типа M(N, С). Азот заменяет в карбидах часть углерода. Эти фазы, подобно карбидным, могут быть растворимыми и не растворимыми в аустените.
Растворимые фазы Это — карбонитриды М23(С, N)6 и М6(С, N). Их твердость немного больше, чем карбидов. Влияние азота на структуру и свойства стали проявляется в меньшей степени, чем углерода (карбидов). Немного возрастает количество упрочняющей фазы без заметного роста размеров их частиц. Это дополнительно задерживает рост зерна при высоком нагреве: на 0,5—1 балл при одинаковой температуре или позволяет получить зерно одинаковой величины при более высоком нагреве стали с азотом — выше на 10—15°С. Вследствие этого немного улучшаются ковкость и устойчивость против перегрева при закалке. В закаленной стали за счет растворения карбонитридных фаз часть азота присутствует в мартенсите, что усиливает эффект дисперсионного твердения при отпуске и дополнительно повышает вторичную твердость на 0,5—1 НRC. Поэтому легирование азотом целесообразнее для теплостойких сталей.
Нерастворимые фазы
Это фазы М(С, N) и M(N, С), образующиеся в сталях, легируемых алюминием и особенно цирконием (а также ниобием и титаном).
Нитрид Zr(N, С) и карбонитрид Zr(C, N) имеют высокую температуру плавления (~3000 °С) и в качестве эффективного модификатора измельчают зерно литой стали, способствуя образованию эвтектики более тонкого строения и некоторому уменьшению размеров ее карбидной составляющей. При содержании циркония 0,05—0,08 % частицы Zr(N, С) мельче (1—2 мкм), чем карбиды, неэффективно задерживают рост зерна при нагреве для закалки. Это позволяет повышать температуры закалки на 10—15 °С. В вольфрамомолибденовых сталях нитриды циркония предупреждают разнозернистость (п. 85 и см. п. 86).
Влияние ниобия и титана, по-видимому, также образующих нитриды, менее сильно.
Карбидная неоднородность заключается в не-однородном распределении и неодинаковой форме расположения избыточных карбидов в структуре и в различии по их величине.
Карбиды в эвтектоидных сталях являются вторичными (главным образом М3С и в меньшей степени небольшие количества Мо3С6, M6C я MC) и их частицы сравнительно малы — до 3—5 мкм.
Карбидная неоднородность в этих сталях вызывается: а) образованием карбидной сетки по границам зерен; б) карбидной полосчатостью.
Зерна аустенита, образовавшиеся при затвердевании стали, имеют повышенное содержание углерода и легирующих элементов. Они бывают довольно крупными в стальных слитках среднего размера (800—1000 кг и более). При охлаждении в интервале температур Аст — А у карбиды выделяются из пересыщенного аустенита как внутри, так и по границам зерен. При последующей деформации стали зерна измельчаются и карбидная сетка может устраняться при значительном обжатии. Однако карбидная сетка может образоваться вновь из-за вторичного выделения карбидов при медленном охлаждении.
При деформации карбидные частицы вытягиваются в направлении деформации и образуют так называемую полосчатость. В крупных сечениях, т. е. после деформации с небольшими обжатиями, полосчатость грубая, ясно различимая и изменяющаяся в поперечном сечении катаной (или кованой) заготовки, причем в середине полосчатость больше. При больших обжатиях полосчатость уменьшается. В малых сечениях, размером (диаметром) 10—20 мм, карбиды обычно распределяются равномерно. Хотя эти два дефекта зависят от разных причин, они могут иногда появляться вместе в стальных изделиях. В других случаях присутствует только один из них — полосчатость или (чаще в крупных сечениях) карбидная сетка.
Карбидная неоднородность зависит также от состава стали и бывает больше при высоком содержании углерода (1—1,1 %), а также в присутствии вольфрама (больше 1—1,5 %). Заметная полосчатость и следы сетки могут оставаться даже после сильной деформации.
Стали, имеющие высокое содержание углерода, более пригодны поэтому для использования в тонких сечениях и для холодного деформирования.
Распределение карбидов удобно характеризовать карбидным баллом. Балл определяется при сравнении изображения микрошлифа, при увеличении в 100 раз, со стандартной шкалой. Карбидный балл определяется в зоне половины радиуса сечения проката, хотя карбиды могут распределяться неравномерно по всему сечению.
Микрошлифы закаливают с 875—900 °С и отпускают при 200— 350 °С для того, чтобы образовалась трооститная структура, а затем травят в 2—3 %-ном растворе азотной кислоты. Карбид травятся менее сильно, чем металлическая матрица, и выглядят светлыми на темном фоне. Карбидная полосчатость определяется на продольных микрошлифах по 6-балльной шкале; баллы 1 и 2 указывают на сравнительно однородное распределение карбидов, в то время как баллы 3—5 указывают на значительную неоднородность. Карбидная сетка характеризуется с помощью другой 6-балльной шкалы, в которой баллы 3—6 указывают на значительную неоднородность структуры.
Карбидная неоднородность может неблагоприятно влиять: а) на прочность и вязкость стали, особенно в поперечном направлении; изменение балла 1 и 2 на балл 3 вызывает снижение прочности на 15—20 % и снижение вязкости на 30—50 %; поэтому для режущего и штампового инструментов нужно использовать стали с карбидным баллом не выше 2 или 3; б) на сопротивление усталости и контактную выносливость; эти свойства могут снижаться еще сильнее. Ответственные детали должны поэтому иметь минимальную карбидную неоднородность (балл 1); в) на способность стали к полировке до высокого класса чистоты поверхности. Карбидная полосчатость измерительной плитки должна быть не хуже балла 2.
Карбидная неоднородность деформированной стали может быть устранена за счет термической обработки (гомогенизации) с длительной выдержкой (5—6 ч при высокой температуре 1150— 1250 °С), при которой избыточные (вторичные) карбиды растворяются в аустените. В этом случае они выделяются при последующем охлаждении (без пластической деформации) более однородно в объеме зерна. Температура гомогенизации зависит от уровня легирования стали. Главная трудность при гомогенизации заключается в фиксации улучшенного состояния металла в процессе охлаждения. Высоколегированный аустенит в процессе охлаждения в ин-тервале температур Лст — Л, становится пересыщенным и способным к выделению части карбидов, главным образом по границам зерен с образованием новой карбидной сетки. Это требует ускоренного охлаждения до 600—700 °С. Для малых и средних сечений может быть рекомендована закалка в воде или под водяной струей.
Эффективность такого более быстрого охлаждения менее заметна при больших сечениях. Из этого следует, что гомогенизация более эффективна для заготовок диаметром не более 50—60 мм для легированных сталей (ХВГ, X) и 35—50 мм для углеродистых сталей.
Если эти требования соблюдаются, то карбидная полосчатость может быть понижена на 1—2 балла, а карбидная сетка устраняется полностью (что соответствует баллу 1).
Сравнительно тонкая карбидная сетка, образованная в тонких сечениях, может быть устранена более простыми способами. Для углеродистых и низколегированных сталей достаточно нагреть заготовку до 870—890 °С и охладить ее сжатым воздухом (для заготовок диаметром до 20 мм) или закалить в масле (для заготовок диаметром 25—40 мм). Очень тонкую полосчатость можно устранить продолжительным отжигом при 780—800 °С с выдержкой 3—6 ч.
Во многих случаях более радикальным решением проблемы является выбор рационального состава стали, наиболее пригодного для данного сечения. Например, крупные по размерам инструменты должны изготавливаться по возможности из сталей с минимальным содержанием углерода и карбидообразующих элементов (таких как ХВСГ, но не ХВГ), как отмечено в п. 48.
Карбидная неоднородность легированных сталей с 5—6 % Сг (или 4 % Сг и 3 % W). Эти стали могут иметь значительные размеры карбидных частиц и большую карбидную неоднородность, которая измеряется по 10-балльной шкале. Балл 1 соответствует совершенно однородному распределению карбидов; балл 2 — слабой полосчатости; балл 3 — более выраженной полосчатости; балл 4 — сильной полосчатости; балл 5 — то же, что балл 4, но со скоплениями карбидных частиц; балл 6 — то же, что балл 5, но с деформированной сеткой карбидов; балл 7 — разорванная местами карбидная сетка; балл 8—сплошная карбидная сетка; балл 9 — сплошная сетка со скоплениями карбидов; балл 10 — структура литой стали. Карбиды (М7С3, М6С и МС) в ледебуритных сталях бывают вторичными или эвтектическими и, кроме неоднородного распределения в металле, могут также значительно различаться по размерам и форме. Широкий температурный интервал затвердевания и различие в плотности кристаллизующихся фаз в этих сталях дополнительно способствуют росту карбидных частиц.
После выпадения зерен б-раствора (в быстрорежущих сталях) и раствора эвтектика (карбиды и аустенит) начинает кристаллизоваться, окаймляя границы зерен твердого раствора сеткой разной толщины. Выпадение эвтектики невозможно предотвратить даже при очень высокой скорости охлаждения.
При последующем охлаждении из пересыщенного аустенита выпадают вторичные карбиды в объеме зерен и на эвтектические карбиды. Литая сталь очень хрупка и имеет низкую прочность из-за наличия эвтектической сетки. Эта сетка постоянно разрушается в процессе горячей деформации. Карбидные частицы вначале перемещаются в направлении деформации и образуют карбидную полосчатость. При дальнейшей деформации они ста-новятся более равномерно распределенными в структуре. Относительно равномерное распределение карбидов (без сильно выраженной полосчатости) достигается лишь в результате значительной деформации, но не пропорционально ее степени. Сетка эвтектики устраняется почти полностью при уменьшении поперечного сечения (FJFK) в 12—15 раз, что отвечает степени деформации (Fu — Fl)/FH 90%. Однако и в этом случае еще сохраняются крупные скопления карбидов, иногда с остатками сетки, и резко выраженная полосчатость. Остается, кроме того, значительное различие в структуре по сечению; в сердцевине карбидная неоднородность больше. Это — следствие неоднородности структуры в слитке и неодинаково интенсивного воздействия деформации на поверхностные и серединные слои.
Лишь после 30-40-кратного уменьшения сечения (степень деформации 97—98 %) структура существенно улучшается: устраняются остатки сетки, скопления карбидов и наблюдается только полосчатое, но менее резко выраженное расположение карбидов. Но и после такой деформации сохраняется некоторое различие в распределении карбидов по сечению прутка. Еще большая вытяжка уже мало изменяет распределение карбидов. Распределение карбидов характеризуют (как и для заэвтектоидных сталей) карбидным баллом, определяемым при увеличении в 100 раз, по сравнению с эталонами стандартной шкалы. Его определяют на половине радиуса для профиля диаметром или стороной до 100 мм, а для более крупных на расстоянии 30 мм от поверхности (если высота зуба инструмента не превышает этой величины). Распределение карбидов устанавливают в продольном направлении. На поперечных шлифах карбидная полосчатость не выявляется. Шлифы закаливают с температур, принятых для закалки данной стали, отпускают при 680 — 700 °С (60 мин) на трооститную структуру и травят 2 -3 %-ным раствором азотной кислоты. Для быстрорежущих сталей принята 8-балльная шкала. Она несколько отличается для вольфрамовых и вольфрамомолибденовых сталей. Для крупных поковок (шайб) пользуются шкалой, приведенной на рис. 99.
Для ледебуритных (полу-теплостойких) высокохромистых сталей установлена (ГОСТ 5950—73) 10-балльная шкала. Характеристика распределения карбидов для баллов 2—9 близка к принятой для вольф-рамовых быстрорежущих сталей. Балл 1 указывает на равномерное распределение карбидов; балл 2 — на слабо выраженную полосчатость; балл 3 — на строчечное расположение карбидов; балл 4 — на резко выраженную полосчатость; балл 5 — на значительно деформированную, а в отдельных участках и разрушенную сетку карбидов; балл 6 — на деформированную сетку; балл 7 —-на сплошную деформированную сетку с участками эвтектики; балл 8— на слабо деформированную сетку с участками эвтектики; балл 9— на такую же сетку, но с грубой эвтектикой и балл 10 — на структуру литой стали.
Карбидная неоднородность наиболее сильно влияет на механические свойства. Прочность снижается особенно значительно при наличии сетки (хотя бы и разорванной) или крупных карбидных скоплений, т. е. при переходе от балла 3—4 к баллу 5 и еще больше при наличии участков эвтектики. Вязкость еще больше, чем прочность, зависит от распределения карбидов. У ненадрезанных образцов стали Р18 она снижается с 0,25—0,4 МДж/м2 для балла 2—3 до 0,1—0,15 МДж/м2 для балла 5 (при твердости 63—64 HRC).
При резко выраженной полосчатости (баллы 4—6) возникает анизотропия механических свойств (прочности и вязкости); они значительно ниже в поперечном направлении. Но у малодеформированной стали (баллы 7—8) анизотропия меньше главным образом из-за наступающего перехода от полосчатого распределения к сетчатому.
Предел выносливости и сопротивление контактной усталости быстрорежущей стали с ухудшением распределения карбидов (с балла 2 до балла 5) снижаются почти в два раза и еще больше для поперечного направления.
Микротвердость отдельных участков, более удаленных от карбидов в стали с их неравномерным распределением, немного (на 30—40 HV) ниже.
Теплостойкость мало зависит от распределения карбидов, поскольку при нагреве для закалки почти предельное насыщение аустенита достигается растворением лишь части вторичных карбидов. Износостойкость ухудшается при увеличении полосчатости и особенно в результате образования карбидных скоплений.
Стойкость инструментов многих типов ухудшается, особенно при переходе от балла 4—5 к баллу 7, когда в рабочей кромке — крупные включения карбидов и сильно выраженные полосчатость и особенно сетка. Это вызывает преждевременное выкрашивание и даже поломки. Выкрашивающиеся карбиды могут также выполнять роль абразивов, ускоряющих износ.
Вместе с тем не может быть прямой зависимости между стойкостью инструментов и карбидной неоднородностью, поскольку ухудшение структуры, сильно воздействуя на прочность и вязкость, почти не влияет на твердость и теплостойкость. Значительно — в 2—4 раза — может уменьшаться стойкость инструментов с тонкой рабочей кромкой, работающих при повышенных давлениях или с динамическими нагрузками. Стойкость инструментов простой формы, воспринимающих меньшие удельные нагрузки, снижается не столь значительно —- на 30—50 %.
При ухудшении распределения карбидов снижаются технологические свойства. Усиливаются: а) анизотропия деформации при термической обработке; б) концентрация напряжений при закалке из-за неоднородности аустенита, образующегося при высоком нагреве; наряду с участками, расположенными непосредственно вокруг карбидов и полнее насыщающихся углеродом и легирующими элементами, сохраняются менее легированные участки, расположенные на большем расстоянии от карбидов. При этом сталь имеет зерно неодинаковой величины: более мелкое — у карбидных включений и крупное — вдали от них; различие достигает 2-—3 балла. На рост локальных напряжений указывают измерения коэрцитивной силы; она больше у стали с повышенной карбидной неоднородностью. Возрастает в связи с этим чувствительность к образованию трещин при закалке сталей с большим карбидным баллом; в) шероховатость поверхности, получаемой при шлифовании и полировании.
Неоднородность в размерах карбидов Размеры более крупных карбидов изменяются в прокате (поковках) даже одинакового сечения в широких пределах: от 1—2 до 50— 60 мкм (и больше), так как их размеры зависят как от состава и структурного класса стали, так и от других причин: скорости первичной кристаллизации и условий высокотемпературной обработки литой и слабодеформированной стали. Вместе с тем величина карбидов сравнительно мало зависит от степени и условий пластической деформации. Они измельчаются при первоначальном обжатии, вызывающем раздробление эвтектики. Но эта благоприятная роль прекращается уже после деформации со степенью 15—20 %, т. е. значительно меньшем обжатии, чем это требуется для улучшения условий распределения карбидов. Не происходит также заметного раздробления карбидов и при холодной деформации. Крупные карбиды, если они присутствовали в исходной горячекатаной стали, сохраняются в сильнодеформированной холоднотянутой проволоке (или листе) небольшого диаметра или толщины.
Таким образом, нет прямой зависимости между условиями распределения карбидов и их величиной. В деформированной стали при достаточно однородном распределении карбидов их размеры могут быть мелкими (сталь из небольшого слитка) или, наоборот, крупными (сталь из слитка большого сечения).
Влияние состава стали. Наиболее крупные карбиды у вольфрамовых сталей. Их размеры для проката из крупного слитка (массой 500—800 кг) указаны на рис. 238. Влияние условий кристаллизации. Величина карбидов уменьшается с увеличением скорости охлаждения.
Трудно указать общую зависимость, характеризующую влияние величины карбидов на прочность, вязкость и стойкость инструментов, поскольку изменение этих свойств определяется, кроме того, ролью распределения карбидов. Влияние величины карбидов рационально характеризовать поэтому для двух различающихся структурных состояний.
При значительной карбидной неоднородности, т. е. для литой и мало деформированной стали (в крупных сечениях), свойства стали прежде всего определяются распределением карбидов. Роль размеров карбидов менее значительна. Если высокотемпературный нагрев способствует устранению эвтектической сетки, то прочность стали возрастает, несмотря на происходящий рост карбидных частиц. Естественно, что и в этом случае надо предупреждать образование очень крупных угловатых карбидов.
При небольшой карбидной неоднородности: особенно менее балла 3—4, т. е. в меньших сечениях, нельзя допускать угловатые или сравнительно крупные карбиды, так как это может снижать стойкость инструментов. Это ухудшение сильнее у инструментов, радиусы закругления рабочей кромки которых соизмеримы с размерами крупных карбидов, и у инструментов, работающих с малыми толщинами среза (мелкие сверла, развертки, шеверы и др.). Стойкость сверл диаметром 5 мм снижается в 1,5— 2 раза при увеличении размеров карбидов с 8—10 до 15—20 мкм 166. В этих инструментах размеры карбидов не должны превышать 4—6 мкм.
Карбиды должны быть еще меньше в тонкой ленте или проволоке толщиной или диаметром 0,1—5 мм. В еще более тонких изделиях вообще недопустимы избыточные карбиды. Для таких назначений неизбежно применение сталей с интерметаллидным упрочнением. У вольфрамомолибденовой стали Р6М5 более крупные карбиды уменьшаются с 18—20 до 12—16 мкм при переходе от слитка массой 750 кг к слиткам массой 250 кг. Больший результат в измельчении карбидов создается при отливке в еще более мелкие слитки. В стали электрошлакового переплава размеры карбидов на 1—2 мкм меньше, чем в обычной стали, деформированной из слитка одинакового размера. Для максимальной скорости, получаемой распылением металла для спеченной стали, размеры карбидов не превышают 2—3 мкм; они при этом мало зависят от состава стали.
Влияние термической обработки. Оно возникает лишь в результате высокого и длительного нагрева, способствующего распаду эвтектики и улучшающего распределение карбидов. Такой нагрев вызывает рост их размеров. Процесс заметно усиливается при небольшом превышении температуры или выдержки, когда образуются очень крупные карбидные частицы угловатой формы.
Влияние размеров карбидов. Крупные карбиды и особенно угловатой формы меньше задерживают рост зерна при нагреве до одинаковой температуры закалки. Зерно стали с угловатыми крупными карбидами может быть на 1—2 балла больше, чем у стали с обычными округлыми и более мелкими карбидами.
Более крупные карбиды, как указывалось в п. 17, слабее связаны с матрицей и быстрее выкрашиваются в рабочей кромке, что ускоряет износ. Поэтому при уменьшении размеров карбидов с 8—10 до 1—2 мкм износостойкость заметно возрастает; шлифуемость улучшается.
Изменение величины карбидов (как и их распределения) почти не влияет на вторичную твердость и теплостойкость. Они незначительно снижаются у стали с крупными угловатыми карбидами (из-за меньшей растворимости) в аустените.
Шкала для размеров карбидов, подобно принятой для оценки их распределения, не установлена. Целесообразна характеристика по следующим шести группам (при увеличении в 500 раз): балл 1 (очень мелкое) — до 3 мкм; балл 2 (мелкие) — 3—8 мкм; балл 3 (средних размеров) — 8—15 мкм; балл 4 (больше размеров) — 15—25; балл 5 (крупные) — 25—40; балл 6 (очень крупные) — более 40 мм.
К баллу 1 относятся карбиды сталей заэвгектоидных (до 1 % С) и спеченных всех составов; к баллу 2 — карбиды сталей заэвтектоидных (> 1 % С) и теплостойких штамповых и быстрорежущих вольфрамомолибденовых (до 6—8 % W); к баллу 3 — карбиды сталей быстрорежущих средне вольфрамовых (8—14 % W); к баллу 4 — карбиды сталей быстрорежущих: высоко вольфрамовых и после гомогенизации и к баллам 5 и 6 — карбиды сталей полу теплостойких высокохромистых. Размеры карбидов надо определять на поперечных шлифах при увеличении в 400—500 раз. Подготовка шлифов одинакова с принятой для характеристики условий распределения карбидов.
Способы, уменьшающие карбидную неоднородность. Полное решение задачи затрудняется для стали в крупных сечениях, в которых карбидная неоднородность значительна: в прокате (поковках) диаметром или стороной >50—60 мм. Кроме того, для сталей, выплавленных обычным переделом, не совпадают способы, необходимые для улучшения распределения карбидов, и способы, приводящие к уменьшению их размеров.
Влияние сечения (массы) слитка. С увеличением скорости охлаждения слитка в температурном интервале кристаллизации, создаваемом уменьшением его сечения, а следовательно, и массы образуются более мелкие зерна 6 — (у) фазы. Рост протяженности их границ, достигаемый в этом случае, сопровождается выделением более тонкой эвтектической сетки. Это является также главным условием, при котором обеспечивается получение более мелких карбидов.
Дальнейшее уменьшение карбидной неоднородности происходит в результате относительно небольшой деформации (15—20 %-ном обжатии) для измельчения карбидов и более значительной для улучшения условий их распределения. Следовательно, для стали, используемой в крупном профиле, нельзя достичь степени деформации, нужной для существенного улучшения условий распределения карбидов, если сталь отливается в небольшой слиток. Степень деформации слитка массой 250 кг при прокатке на штанги диаметром 75 мм не превышает 12 %, а слитка 850 кг составляет 40—50 %.
Из табл. 26 видно, что при увеличении массы слитка с 200 до 850 кг условия распределения карбидов в поковках 100 X X 100 мм улучшаются на 2,5 балла, а в поковках размером 80 X 80 мм лишь на 1,5 балла. По этим причинам для стали из крупного слитка при прокатке на еще меньшее сечение уже нет существенного улучшения в распределении карбидов. В результате еще большего увеличения массы слитка (750— 800 кг) наряду с образованием более крупных карбидов и ростом ликвации усиливается центральная пористость и снижается выход годного металла. Возрастает также продолжительность нагрева для предварительного отжига и горячего деформирования. Увеличение массы слитка целесообразно до пределов, при которых положительное влияние деформации на распределение карбидов остается преобладающим над указанным здесь нежелательным побочным влиянием и с тем, чтобы получить мелкие карбиды в небольшом профиле.
Поэтому при определении оптимальной массы слитка необходимо учитывать следующие главные факторы: а) условия деформации, б) сечение того конечного проката (поковок), в котором обеспечивается наиболее эффективное улучшение структуры, в) степень легирования стали и г) способ производства.
Слитки, подвергаемые ковке (прокатке). Массу слитков чаще устанавливают: 1) 500—800 кг для получения окончательного сорта диаметром (или стороной) 60—100 мм. Для высокохромистых полутеплостойких сталей, используемых для крупных штампов, неизбежен выбор слитков еще большей массы, а для теплостойких сталей повышенной вязкости — до 2500—3000 кг; 2) 200—300 кг для получения проката диаметром от 20—25 до 40—50 мм, а также для высоколегированных кобальтовых сталей; 3) 100—150 кг для проката диаметром (стороной) меньше 20—25 мм, а также для высоколегированных кобальтовых сталей с повышенным содержанием углерода и сталей с интерметаллидным упрочнением.
Для сталей, получаемых электрошлаковым переплавом и используемых для заготовок большого сечения, целесообразно применение слитков массой, отвечающей верхнему значению в каждой из указанных здесь групп.
Слитки, подвергаемые прессованию. Из-за более активного воздействия прессования на разрушение сетки эвтектики и замедленного приложения нагрузки возможно и во многих случаях оправдано применение более крупных слитков быстрорежущих сталей массой 1000—1200 кг (кроме высоколегированных).
Влияние модифицирования. Модифицирование способствуя прежде всего образованию дополнительных центров кристаллизации, позволяет получить менее крупные зерна б (у)-фазы, а следовательно, эвтектику более тонкого строения. Это улучшает распределение карбидов (на 0,5—1 балл), позволяет получить немного более мелкие карбиды и повышает ковкость (выход годного металла). Эффективнее влияние циркония: 0,05—0,08 % и несколько слабее—ниобия (0,1 %), титана (0,06—0,15%) и церия (2 кг/т). Еще более эффективно комплексное легирование.
Модификаторы оказывают и дополнительное благоприятное влияние, в котором роль каждого из них немного отличается. Церий вызывает десульфурацию стали; образующиеся и частично остающиеся в жидком металле сульфиды служат центрами кристаллизации. Часть циркония и в мень-шей степени ниобия и титана присутствует в карбиде М6С и переходит в твердый раствор при нагреве для закалки; это усиливает дисперсионное твердение при отпуске и немного повышает вторичную твердость и теплостойкость.
Влияние распыления жидкого расплава (спекаемые стали). Улучшение структуры и свойств, создаваемое этим способом производства как в крупных, так и в мелких сечениях, наиболее значительно по сравнению с остальными рассматриваемыми здесь возможными путями.
Влияние условий деформирования. Пока-занное выше затухающее влияние вытяжки на карбидную фазу вызвано значительным возрастанием горячей пластичности металлической основы после деформации, устранившей эвтектическую сетку и грубую полосчатость. Для такой стали сильно уменьшается прежде всего воздействие дальнейшей вытяжки на раздробление карбидных частиц.
По этой же причине улучшение структуры, достигаемое прокаткой или ковкой с вытяжкой (при равной степени обжатия), практически одинаково для ледебуритных сталей разного состава. Образование более тонкой эвтектической сетки в литой стали, в частности в стали с меньшим содержанием вольфрама, казалось бы, должно способствовать получению лучшего распределения карбидов после горячей вытяжки. Но для такой стали быстрее достигается та степень пластичности, при которой уже прекращается заметное улучшающее влияние вытяжки.
Дополнительное улучшение структуры может быть достигнуто преимущественно в случаях: 1) изменения характера деформирования: применения осадки, прессования, т. е. при более интенсивном развитии сдвиговых процессов в металле и, следовательно, и их большего воздействия и на нижележащие слои; 2) деформирования стали, находящейся в менее пластичном состоянии, т. е. главным образом при холодной вытяжке или выдавливании.
Основными способами являются следующие. Прессование слитка и крупных заготовок (с последующей прокаткой). При этом распределение карбидов улучшается значительно — на 1—2 балла после небольших обжатий (до 40—50 %). Способ применим и для крупных слитков, так как при выполнении обжатия замедленно улучшается способность стали принимать деформацию. Изотермическое деформирование заготовок со степенями обжатия 75—90 % позволяет уменьшить карбидную неоднородность на 2—3 балла.
Прокатка «через полосу». На промежуточных переходах металл прокатывают не только через квадратное сечение, но и через прямоугольное с отношением сторон 1: 2. Карбидная неоднородность дополнительно уменьшается на 0,5—1 балл в сечениях 60—100 мм. Способ целесообразен при использовании стали для инструментов с большим отношением длины к диаметру (например, для протяжек).
Ковка с многократной осадкой и вытяжкой. Улучшается рас-пределение карбидов в крупных заготовках (шайбах) диаметром >80 мм. Способ пригоден для инструментов с небольшим отношением длины к диаметру (фрезы, долбяки, шеверы). Ковке подвергают заготовки меньшего диаметра (следовательно, с лучшей структурой) на большее сечение. Исходное сечение ограничивается лишь тем, что длина заготовки не должна превышать диаметр более чем в 2,5—3 раза. Более длинные заготовки осаживают в специальных оправках.
Распределение карбидов после такой обработки меньше на 1,5—2 балла, чем в прокате того же профиля, но главным образом в слоях заготовки на расстоянии 20—30 мм от поверхности. Это достигается: а) если последней операцией является вытяжка; при одной осадке структура часто не улучшается, а ухудшается — полосчатое расположение карбидов становится сетчатым; б) при повторении осадки и вытяжки 3—4 раза с большой степенью деформации (как указано ниже).
Целесообразна следующая последовательность операций: 1) осадка круглой заготовки на половину высоты; 2) вытяжка на квадратное сечение до высоты, при которой вторичной осадкой обеспечивается осадка на половину высоты (при вытяжке на квадратное сечение лучше измельчаются карбиды); 3) круглые заготовки; 4) вторичная осадка; 5) вторичная вытяжка; 6) новый нагрев и повторение этих операций (2—4 раза).
Для большего улучшения структуры (на 3—4 балла) осадку и вытяжку приходится повторять 6—8 раз.
Поскольку улучшение, достигаемое осадкой и вытяжкой, рас-пространяется лишь на небольшую глубину, то целесообразно совмещение ковки и осадки с дальнейшей штамповкой, придающей заготовке требуемую форму, в частности зубья. В этом случае создается более желательное распределение улучшенного слоя; в результате течения металла в штампе этот слой располагается не только по всей высоте зуба, но и по впадинам.
Обкатка в специальных станах для получения зубьев. Карбидная неоднородность в поверхностных слоях уменьшается на 1 —1,5 балла.
Прессование проката на окончательный профиль, например на сверла. Сталь испытывает всестороннее сжатие и может воспринимать повышенную деформацию при относительно более низких температурах (1050—1100°С). Карбидная неоднородность уменьшается на 1,5—2 балла.
Экструзия (гидропрессование) заготовок в холодном состоянии; поскольку при этом значительнее доля сжимающих напряжений, то возможны большие обжатия, что позволяет улучшить распределение карбидов на 2—3 балла по сравнению с исходным и немного измельчить карбиды. Для улучшения поведения стали при деформировании необходимо перед каждым проходом выполнять карбидную закалку, повышающую пластичность.
Прокатка полых заготовок-, способ эффективен и применим для крупных инструментов с внутренним отверстием.
Влияние термической обработки. Равномерное распределение карбидов может быть обеспечено специальной обработкой, применяемой для инструментов и отличающейся от обычной (отжиг, закалка) более высоким и длительным нагревом.
Отжиг. Обычный отжиг при 820—880 °С, естественно, мало влияет на распределение эвтектических карбидов. Повышение его температуры до 950—980 °С способствует небольшому утоньшению сетки; это повышает прочность литой стали, но мало изменяет структуру и свойства деформированной стали.
Гомогенизация. Устранение эвтектической сетки возможно при переводе стали в более равновесное состояние, при котором происходит обособление составляющих эвтектики (аустенита и карбидов). Процесс может протекать в условиях значительной диффузии, т. е. при высоком нагреве, близком к температурам плавления и длительной выдержке.
При этом уменьшается анизотропия деформации. Однако при высоких температурах протекает дополнительный процесс коагуляции карбидов, в результате которого они могут сильно увеличиться в размерах и принять угловатую форму. Поэтому необходимо ограничивать температуры го-могенизации, приближая их к температурам закалки соответствующей стали. И в этом случае размеры карбидов увеличиваются.
В результате выполнения гомогенизации по оптимальному режиму возрастают пластичность в горячем состоянии и выход годного металла (на 4—5 %) при последующей ковке (прокатке); это компенсирует затраты на выполнение гомогенизации (в том числе и потери на угар, вызываемый высоким нагревом в печах без защитной атмосферы).
Более крупные размеры и форма карбидов сохраняются и после деформации. Влияние таких карбидов на величину зерна и на свойства показано на рис. 104 и 108. Эта обработка целесообразна для литой (слитка) и мало деформированной стали (в которой при обычной обработке частично сохраняется эвтектическая сетка). В результате гомогенизации возрастает стойкость инструментов: литых в 1,5—2 раза, а для крупных кованых на 50—60 %.
Интерметаллидные фазы Они образуются и выполняют роль упрочняющей фазы в вы-соколегированных сталях с низким содержанием углерода (<0,3 %): быстрорежущих и штамповых с мартенситным превращением, аустенитных. Интерметаллидные фазы, подобно карбидам, являются растворимыми в аустените и избыточными.
Основные типы интерметаллидных фаз: (Fe, Co)7(W, Мо)6 в сталях высокой теплостойкости, легированных кобальтом, вольфрамом и молибденом (см. п. 104). Решетка — гексагональная (или ромбическая) с параметрами а = 0,474 нм и с = 2,548—2,563 нм, их твердость 1100 HV, что ниже твердости карбида М6С. Часть железа может замещаться никелем, если он дополнительно вводится в сталь. Хром, никель, ванадий не растворяются в интерметаллиде (в отличие от карбида М6С). Fe3W2(Fe3Mo2) присутствует в тех же сталях, но в меньшем количестве; имеет ромбоэдрическую решетку.
(Ni, Fe)3Ti или (Ni, Fe, Cr)3(Ti, Al) как в указанных сталях в случае дополнительного легирования никелем и титаном, так и в аустенитных сталях и сплавах (см. п. 115). В сталях системы Fe — Со — Мо с никелем и титаном, это — дополнительная фаза, образующаяся наряду с интерметаллидом (Fe, Ni, Со)7(Мо, W)6. В аустенитных сталях и сплавах с повышенным содержанием никеля и хрома — это основная упрочняющая фаза; решетка гексагональная: а = 0,255 нм и с = 0,420 нм.
В мартенситно-стареющих сталях с повышенным содержанием молибдена может, кроме того, образоваться в небольшом количестве интерметаллид (Fe, Ni, Со)2Мо -— фаза Лавеса с параметрами решетки а = 0,474 и с = 0,773 нм. Интерметаллиды выявляются травлением в реактиве 20 г K3Fe(CN)c 5 г КОН + 8 мл воды (при 20—25 °С); они остаются светлыми, тогда как карбиды, если они также присутствуют в структуре, травятся и окрашиваются в темно коричневый цвет.
Интерметаллидные фазы имеют много общих свойств, отличающих их от карбидов: 1) они образуются при первичной кристаллизации без эвтектического превращения и распределяются поэтому в литой (а следовательно, и в деформированной) стали по объему зерна и значительно равномернее, чем карбиды; размеры их также меньше: до 2—3 мкм в поперечном сечении. В связи с этим меньше их отрицательное влияние на прочность и вязкость и различие в этих свойствах в зависимости от степени деформации. Охрупчивающая роль интерметаллидов (как и карбидов) усиливается при увеличении их количества; 2) в повышенном количестве растворяются в аустените при высоких температурах закалки: 1200—1300 °С для интерметаллида (Fe, Co)7(W, Мо)6; при замене молибденом большей части вольфрама эти температуры немного снижаются — на 10—20 °С. Интерметаллид (Ni, Fe, Cr)3(Ti, А1) растворяется при 1050—1150 °С. Интерметаллиды, подобно карбидам, задерживают рост зерна при высоком нагреве; 3) выделяются из пересыщенного раствора при отпуске (старении), вызывая дисперсионное твердение. Состав выделяющихся фаз не отличается от присутствующих в отожженной стали. У интерметаллидных фаз не наблюдается образования промежуточных фаз и последующего превращения их в более стабильную форму на разных стадиях отпуска, характерных для многих карбидов. Для выделения интерметаллидных фаз существенны следующие особенности. Дисперсность образующихся частиц значительна; их размеры при достижении максимальной твердости стали меньше 5—20 нм при расстоянии между частицами 100 нм (122). Это меньше, чем для карбидов.
Распределение выделяющихся частиц однородное, что связано с их образованием в низко- или без углеродистом мартенсите (аустените), особенно в присутствии никеля в растворе. По этой причине охрупчивающее влияние процесса дисперсионного твердения даже при малой величине частиц выражено слабее, чем для карбидов.
Упрочняющее влияние при выделении интерметаллидов очень значительно и сильнее, чем для карбидов. Оно зависит от структуры матрицы и больше для мартенситной основы, меньше для аустенитной. Твердость закаленной стали в результате дисперсионного твердения возрастает на 20—40 HRC (вместо 3—10 HRC для карбидов) при безуглеродистом мартенсите и на 30 HRC при аустените. Это вызвано уже отмеченной большей дисперсностью выделяющихся частиц и более значительным отличием их кристалло-геометрического строения от строения металлической основы. Кроме того, количество выделяющейся интерметаллидной фазы больше, чем карбидной; на это указывают изменения удельного электросопротивления; при отпуске на максимальную твердость оно снижается за счет обеднения твердого раствора на 0,42• 10~е—0,44• 10~ Ом-м для стали В11М7К23 вместо 0,25—0,30 • 10~6 Омм, т. е. больше, чем для быстрорежущих сталей с карбидным упрочнением.
Вследствие суммарной роли перечисленных причин, различно влияющих на прочность и вязкость, эти характеристики могут быть выше, или, наоборот, несколько ниже, чем у быстрорежущих сталей с карбидным упрочнением. Более высокие прочность и вязкость получают стали, дополнительно легированные никелем и имеющие меньшее содержание углерода (0,01—0,03 %). 10 ч вместо 30—40 мин, необходимых при карбидном упрочнении. Коагуляция выделившихся фаз, а следовательно, снижение твердости протекают при соответственно более высоких температурах отпуска.
Остаточный аустенит Остаточный аустенит сохраняется в структуре закаленных сталей, имеющих более 0,4—0,5 % С, так как мартенситное превращение не заканчивается в них при охлаждении до +20 °С. Количество аустенита зависит от состава, получаемого при высоком нагреве, т. е. от температуры закалки, условий охлаждения и в меньшей степени от величины зерна. В сталях с мелким зерном, охлажденных в обычно принятых условиях, оно изменяется от 3 до 25—35 %. При росте зерна на 2—3 балла количество аустенита увеличивается на 2—4 %. Устойчивость аустенита при отпуске зависит от его состава. Он почти полностью превращается у не теплостойких и полу теплостойких сталей в результате нагрева до 200—350 °С и у теплостойких сталей после нагрева до 500—560 °С. Отсюда следует, что температуры нагрева, вызывающие пре-вращение аустенита, лежат выше температур значительного распада мартенсита и снижения твердости у не теплостойких и большинства полу теплостойких сталей и, наоборот, ниже этих температур у теплостойких сталей. Таким образом, остаточный аустенит сохраняется почти пол-ностью в структуре не теплостойких и многих полу теплостойких сталей, отпускаемых для сохранения высокой твердости при 150 — 200 °С, и может значительно влиять на их основные свойства и почти не сохраняется в теплостойких сталях, обрабатываемых на вторичную твердость.
Влияние аустенита на свойства нетеплостойких и полутеплостойких сталей высокой твердости Аустенит в закаленной стали и в меньшей степени в отпущенной (т. е. в готовых инструментах) не является полностью стабильным и превращается с неодинаковой интенсивностью по следующим причинам.
В результате длительной выдержки при -J-20 °С даже при отсутствии заметных нагрузок превращается (но по всему объему) очень небольшая часть (2—5 %) аустенита. В этих пределах доля превращающегося аустенита тем больше, чем больше аустенита в структуре. Она зависит, кроме того, от состава аустенита; превращение замедляется при увеличении в нем концентрации марганца.
При охлаждении до температур ниже О °С доля превращающегося аустенита значительно больше, что в большинстве случаев создает условия для охрупчивания стали. Температуры развития превращения зависят от состава стали. При охлаждении до нижнего предела климатических температур (до —60 °С) в инструментальных сталях пре-вращается большая часть остаточного аустенита — до 80— 90 %. Выдержка закаленной стали при -20 °С, I ч (и более) или отпуск вызывают своеобразную стабилизацию, заключающуюся в том, что при после-дующем охлаждении до низких температур превращается уже меньшее количество аустенита. Некоторое количество превращается дополни-тельно при повторном, особенно ниже 0 °С.
При микро-деформации, вызываемой напряжениями (400— 500 МПа) в эксплуатации, в частности при штамповке, по величине лишь немного превышающими предел текучести аустенита, но лежащими ниже предела текучести мартенсита, превращение происходит частично интенсивнее при динамическом нагружении и лишь в поверхностных слоях глубиной до 0,5 мм. В результате превращения первых количеств аустенита возрастает сопротивление пластической деформации и развитие процесса при неизменных напряжениях прекращается, а при повторных приложениях нагрузки не передается в нижележащие слои; тем самым это не вызывает излишнего охрупчивания. Интенсивность превращения зависит также от состава и количества аустенита. Оно развивается сильнее в углеродистых сталях, несколько меньше в хромистых и незначительно в марганцовистых. Превращение усиливается при повышенном количестве аустенита, при котором в структуре уже отсутствует мартенситный скелет. Вместе с тем превращение не чувствительно к указанной выше стабилизации аустенита и протекает как в закаленной, так и в отпущенной стали.
Роль аустенита, сохраняющегося в стали, достаточно сложна, так как он неодинаково влияет на разные свойства. В его присутствии снижаются: твердость незначительно — на 0,5 HRC при содержании до 6—8 % и больше (на 1—2 HRC) при 10—18 %; сопротивление пластической деформации очень сильно; пределы текучести и упругости снижаются пропорционально росту количества аустенита: примерно на 50 МПа на каждый 1 % аустенита. По этой причине у не теплостойких и полу теплостойких сталей не обеспечивается достаточная устойчивость рабочей кромки при повышенных напряжениях (более 1500— 1600 МПа); прочность снижается на 20—30 МПа на каждый 1 % аустенита, что меньше, чем сопротивление пластической деформации. Отрицательное влияние аустенита становится существенным при увеличении его количества >10—15 %; стабильность размеров, так как при самопроизвольном превращении аустенита в процессе длительной эксплуатации увеличиваются размеры. Их стабильность нарушается еще больше, если инструменты в эксплуатации охлаждаются и нагреваются (даже до температур, не вызывающих еще снижения твердости); шлифуемость — в присутствии >10—12% аустенита возрастает чувствительность к образованию шлифовочных трещин даже при небольших отклонениях в режиме шлифования, а при содержании больше 20—25 % резко ухудшается чистота шлифуемой поверхности; теплопроводность — в закаленной стали аустенит и мартенсит имеют почти одинаковый состав и мало различаются в теплопроводности. Однако в отпущенной стали теплопроводность мартенсита в результате его частичного распада существенно больше, чем аустенита.
Присутствие аустенита в структуре улучшает вязкость; по видимому, аустенит, находящийся в «устье» возникающей трещины в виде более вязкой составляющей, препятствует ее дальнейшему развитию и повышает работу распространения трещины. Это влияние аустенита почти пропорционально росту его количества, но в случае, если при этом не увеличиваются размеры зерна (что неизбежно при повышении температуры закалки). Положительное влияние аустенита достигается наиболее полно~при применении: а) изотермической закалки (с выдержкой 30—40 мин при 275—300 °С). Количество аустенита возрастает до 20— 22 % и создается бейнитная структура, это, однако, влечет снижение твердости: до 52— 55 HRC. Вязкость отдельных сталей возрастает в 1,5—2 раза по сравнению с получаемой непрерывной закалкой и отпуском на ту же твердость. Повышение вязкости в этих пределах зависит от содержания углерода в стали, определяющего количества образующихся карбидов. Оно больше у эвтектоидной легированной стали; б) неполной изотермической закалки с выдержкой 5—15 мин при температуре вблизи Мк, сохраняющей высокую твердость (58 — 60 HRC) и основную мартенситную структуру. Количество аусте-нита возрастает меньше: на 3—5 %. Однако и повышение вязкости не столь значительно (на 10—30 %). Присутствие аустенита в структуре способствует снижению закалочных напряжений (поскольку меньше аустенита участвует в мартенситном превращении), а также уменьшает (по этой же причине) объемные изменения, а следовательно и деформации (прирост размеров) инструментов при закалке.
Различным образом проявляется влияние аустенита на износо-стойкость. Повышение вязкости в случае увеличения количества аустенита снижает опасность выкрашивания и сколов рабочей кромки. Кроме того, превращение некоторого количества аустенита в поверхностном слое под действием микро-деформаций повышает износостойкость. Однако увеличение количества аустенита сопровождается снижением сопротивления пластической деформации. Поэтому не может быть одинаковой оценки влияния аустенита на износостойкость. Она должна учитывать величину напряжений, возникающих при эксплуатации.
Аустенит в теплостойких сталях Влияние аустенита ограничивается воздействием на технологические свойства. При повышении количества аустенита, если оно достигается без роста зерна, уменьшаются напряжения и деформации по сравнению с получаемыми при непрерывной закалке.
По-видимому, по этой же причине стали высокой теплостойкости с пониженным содержанием углерода (0,1—0,2 %), не сохраняющие остаточного аустенита даже при ускоренном охлаждении с высоких температур, чувствительнее к образованию трещин в слитке и в крупных поковках, чем более высокоуглеродистые стали.
Количество аустенита определяется, как и в не теплостойких сталях, температурой закалки и условиями охлаждения. Стабилизация этого вида не повышает устойчивости аустенита против последующего отпуска (560 °С для быстрорежущей стали); его превращение протекает с такой же полнотой, как и в стали, подвергавшейся непрерывной закалке и имевшей меньше аустенита.
Определение количества остаточного аустенита Аустенит при относительно небольшом содержании (до 5—8 %) трудно обнаружить обычным микроанализом и измерениями твердости. Количественно его определяют рентгеновским или магнитными методами, качественно — магнитным металлографическим, а превращения в очень малых количествах — дилатометрическим.
Рентгеновский метод
Метод необходим в первую очередь для определения малых количеств аустенита, а также: а) в поверхностных слоях, б) в многофазных сталях; в) в без углеродистых сталях с высоким содержанием легирующих элементов в мартенсите и г) в без углеродистых сталях с никелем, аустенит которых в отдельных зонах может быть магнитным.
Магнитный метод
Его широко используют благодаря простоте выполнения для определения количества аустенита по всему объему образца (но в сталях с небольшим числом фаз) и для контроля качества термической обработки.
Этот расчет правилен для случая, когда намагниченность насыщения зависит лишь от количественного соотношения присутствующих в образце магнитной а фазы и парамагнитной 7-фазы. Такому условию с допустимой погрешностью отвечают углеродистые эвтектоидные стали.
Для легированных, особенно заэвтектоидных и ледебуритных сталей, надо дополнительно учитывать влияние карбидов и состава твердого раствора.
Влияние углерода и легирующих элементов, растворенных в а-фазе, на намагниченность насыщения показано на рис. 114 и 115. Карбидообразующие элементы (при расчете в атомных процентах) понижают насыщение почти одинаково; это позволяет суммировать их совместное влияние.
Карбиды уменьшают намагниченность насыщения почти про-порционально их количеству. Влияние парамагнитного цементита можно не учитывать. Если допустим приблизительный расчет, то можно не принимать во внимание указанное влияние легирующих элементов и карбидов. В этом случае в качестве эталона используют отожженный образец той же стали. В таком эталоне количественно карбидов больше, чем в образце (что уменьшает его намагниченность насыщения), а концентрация раствора меньше (что, наоборот, увеличивает намагниченность насыщения). Из-за противоположного влияния этих факторов уменьшается ошибка. Ошибка увеличивается, если в стали присутствует несколько карбидных фаз разного объема или разной намагниченности насыщения, как, например, в быстрорежущих сталях с высоким содержанием ванадия.
Больше всего снижается точность магнитного метода для отпущенной стали, если в присутствии избыточных парамагнитных карбидов легирующих элементов выделяется промежуточный ферромагнитный карбид. Происходящее при этом уменьшение концентрации углерода, увеличивающее намагниченность насыщения, например после отпуска при 180—200 °С, часто неправильно принимают за распад аустенита.
Определение аустенита в готовых инструментах Метод используют в качестве сплошного и неразрушающего вида контроля качества отпуска инструментов из быстрорежущих сталей; в результате которого должно быть обеспечено практически полное превращение остаточного аустенита. На специальном приборе устанавливают инструменты одинаковых формы и размеров и из стали одной марки: а) проверяемый и б) эталон. В структуре эталона отсутствует аустенит. Отклонение стрелки на шкале прибора более определенной величины указывает на сохранение аустенита в инструменте, а следовательно, на недостаточность выполненного отпуска. Удобнее на приборе определять присутствие аустенита по изменению магнитной проницаемости.
Метод магнитной металлографии
Коллоидные магнитные частицы, помещенные на микрошлиф, притягиваются полями спонтанной намагниченности к фазам, которые обладают ферромагнетизмом, тогда как немагнитные составляющие остаются свободными от коллоидных частиц. Поэтому в микроскопе участки аустенита остаются светлыми на темном поле, покрытом магнитными частицами. Количественное определение аустенита, например планиметрированием, затруднено тем, что в легированных сталях карбиды также являются немагнитными фазами; кроме того, частицы магнитной суспензии не притягиваются к тем возможным участкам мартенсита, которые сильно обогащены углеродом и близки по составу к карбидам. Однако это не служит препятствием для качественного определения. Карбиды имеют меньшие размеры и более четкие контуры и их легко отличить от участков аустенита. Точность метода возрастает для отпущенного состояния, когда отсутствуют мартенситные участки с повышенной концентрацией углерода. Магнитно-металлографический метод используется для образцов и деталей любой конфигурации и, следовательно, для контроля готовых инструментов.
Бейнит в сталях Бейнит в отличие от остальных рассмотренных структур ин-струментальных сталей не является непременной составляющей; он может быть получен лишь в легированных сталях и при определенных условиях закалки.
Бейнит — двухфазная тонкая смесь легированной х-фазы и карбидов, выделившихся из аустенита при его превращении. Образуется в процессе длительной выдержки закаливаемой стали в области промежуточного превращения: на 20—100 °С выше Мп. Объем стали меньше полученного обычной закалкой на мартенсит. Бейнит имеет вид игл тонкого строения, похожих на мартенситные, но, как правило, большей длины. Его выявление и отделение от мартенсита затруднительно.
Получение бейнитной структуры характеризуется следующим: а) превращению предшествует инкубационный период, и оно начинается после выдержки более 5—30 мин; б) оно возможно в связи с этим в сталях с достаточно высокой устойчивостью аустенита в промежуточной области: у теплостойких и полутеплостойких сталей, а также у нетеплостойких сталей, имеющих более 1,5—2 % Сг или 1 % Si; в) превращение протекает частично; в результате длительной выдержки образуется не более 30—50 % бейнита. Выдержка вызывает, кроме того, стабилизацию аустенита в структуре стали, охлажденной после выдержки, наряду с бейнитом, сохраняется больше остаточного аустенита, чем в случае непрерывной или ступенчатой закалки; г) в зависимости от температуры выдержки в стали образуется при дальнейшем охлаждении некоторое количество мартенсита; д) образование бейнита может сопровождаться выделением некоторого количества вторичных карбидов из аустенита.
Бейнит после отпуска, подобно остаточному аустениту, сохраняется только в нетеплостойких сталях, отпускаемых ниже температур изотермической выдержки в процессе закалки. В то же время бейнит не сохраняется в теплостойких сталях, отпускаемых при более высоких температурах дисперсионного твердения; такой отпуск вызывает мартенситное превращение остаточного аустенита и частично бейнита. Итак, свойства сталей с бейнитной структурой определяются в зависимости от развития этих процессов. Бейнит в нетеплостойких сталях. Бейнит сильно влияет на твердость и вязкость. У этих сталей твердость выше, если температура выдержки приближается к Мн. Она составляет: 4 50— 58 HRC для выдержки 275—300 °С и не превышает 45—50 HRC после более высокой выдержки — 320—350 °С.
Вязкость стали зависит от количества аустенита и бейнита. Другим фактором, влияющим на вязкость, является степень развития отпускной хрупкости первого рода. Вызываемое ею снижение вязкости наблюдается у сталей, получающих мартенсит после закалки (в данном случае непрерывной или ступенчатой) и отпускаемых на трооститную структуру и твердость 45—50 HRC. Снижение вязкости — результат неоднородного по времени распада мартенсита при отпуске по границам и по объему зерна. Стали с бейнитной структурой при закалке на такую же твердость почти не охрупчиваются, так как в них мало мартенсита.
Вследствие этих причин наибольший выигрыш в вязкости создается для инструментов при изотермической закалке на бейнит и получении указанной твердости 45—50 HRC (и даже несколько выше: до 52—53 HRC). Это главным образом многие слесарно монтажные и деревообрабатывающие инструменты и некоторые штампы, работающиепри повышенных ударных нагрузках, но небольших давлениях. Кроме того, при закалке на бейнит (и остаточный аустенит) уменьшается деформация.
Бейнит в полу теплостойких сталях высокой твердости. В этих сталях, как высокохромистых с высокой устойчивостью пере-охлажденного аустенита, образуется мало бейнита: 10—15 % даже при выдержке 40—60 мин.
Количество остаточного аустенита возрастает на 5—10 %. Поэтому твердость почти не снижается. Прочность и вязкость увеличиваются на 10—12 и до 15 % соответственно. Деформация становится меньше. Изотермическая закалка, в данном случае неполная, эффективна для большинства штампов, воспринимающих повышенные механические нагрузки и имеющих сложную форму. Бейнит в теплостойких сталях высокой твердости. Его влияние на механические свойства незначительно. Обработка с получением бейнита лишь в закаленном состоянии может быть целесообразна для уменьшения деформации в тех случаях, когда она удобнее в выполнении по сравнению с другими способами.
Бейнит в теплостойких сталях повышенной вязкости. Обработка на бейнит не целесообразна. Выдержка, необходимая для этих сталей при повышенных температурах 350—500 °С из-за более высокого положения у сталей с относительно меньшим содержанием углерода, сопровождается выделением из пересыщенного аустенита некоторого количества карбидов по границам зерен. Это приводит к снижению вязкости. В то же время положительный эффект, создаваемый ростом количества остаточного аустенита, устраняется отпуском при t выше 550 °С. Графитизируемые стали для штампов холодного деформирования иногда рекомендуются. При выделении графита в сталях с цементитным карбидом (менее твердым по сравнению с другими карбидами) не наблю-дается улучшение стойкости штампов, в частности вырубных. Его выделение в хромистых сталях с карбидом М7С3 снижает износостойкость. Другой серьезный недостаток графитизируемых сталей — трудность регулирования процесса выделения графита. Даже при относительно небольших и возможных в промышленности колебаниях температуры, а также времени отжига интенсивность графитизации может сильно изменяться, а в отдельных случаях может и не протекать. Графитизация развивается равномернее в стали типа У13Г2Н2СМ; эта сталь закаливается при охлаждении на воздухе (58 HRC) в сечении диаметром до 200 мм.