Диффузионный путь углерода. Диффузионное насыщение сплавов углеродом и азотом. Основные виды термообработки стали

Диффузионное насыщение стали углеродом, азотом и совместно этими элементами - широко распространенные в промышленности процессы хи­мико-термической обработки.

Цементация стали. Цементацией (науглероживанием) называется ХТО, за­ключающаяся в диффузионном насыщении поверхностного слоя стали углеро­дом при нагревании в соответствующей среде - карбюризаторе. Как правило, цементацию проводят при температурах выше точки Ас 3 (930-950 °С), когда устойчив аустенит, растворяющий углерод в больших количествах.

Для цементации используют низкоуглеродистые (0,1-0,18% С), чаще леги­рованные стали (15Х, 18ХГТ, 20ХНМ, 15ХГН2ТА и др.). Детали поступают на цементацию после механической обработки с припуском на шлифование (50- 100 мкм). Во многих случаях цементации подвергают только часть детали: тогда

Участки, не подлежащие упрочнению, за­щищают тонким слоем малопористой ме­ди (0,02-0,05 мм), которую наносят элек­тролитическим способом, или изолируют специальными обмазками.

Цементованный слой имеет пере­
менную концентрацию углерода по
толщине, убывающую от поверхности к
сердцевине детали (рис. 5.9, а). В связи с
этим в структуре цементованного слоя
можно различить (от поверхности к
сердцевине) три зоны (рис. 5.9, б): заэв-
тектоидную, состоящую из перлита и
вторичного цементита, образующего
сетку по бывшему зерну аустенита; эв-
тектоидную, состоящую из пластинчато-
Рис. 5.9. Изменение концентрации го перлита; доэвтектоидную - из пер-
углерода по глубине цементованного лита и феррита. Количество феррита в
слоя (а) и схема микроструктуры неза- этой зоне непрерывно возрастает,
каленного науглероженного слоя (б): п высокой концентрации угпвро.

1 - заэвтектоидная; 2 - эвтектоидная; ,* г ■/ г

з - доэвтектоиднаязоиы Д а (более 1,2-1,3%) на поверхности

слоя образуется грубая цементитная сетка или цементит выделяется в виде игл, что отрицательно сказывается на прочности диффузионного слоя.

Основные виды цементации - твердая и газовая. Газовая цементация является более совершенным технологическим процессом, чем твердая. Она имеет ряд преимуществ по сравнению с цементацией в твердом карбюриза­торе. В случае газовой цементации можно получить заданную концентрацию углерода в слое; сокращается длительность процесса; обеспечивается воз­можность полной механизации и автоматизации процесса; значительно уп­рощается последующая термическая обработка деталей, так как закалку можно проводить непосредственно из цементационной печи.

Наиболее качественный цементованный слой получается при использо­вании в качестве карбюризатора природного газа, состоящего почти полно­стью из метана (СИ») и пропан-бутановых смесей, а также жидких углеводо­родов. Основной реакцией, обеспечивающей науглероживание при газовой цементации, является 2СО -» С0 2 + С„; С„ -» yFe(C) (процесс ведут при

910-930 °С 6-12 ч).

Окончательные свойства цементованные изделия приобретают в резуль­тате термической обработки после цементации. Эта обработка необходима для того, чтобы исправить структуру и измельчить зерно сердцевины и це­ментованного слоя, неизбежно увеличивающееся во время длительной вы­держки при высокой температуре цементации, получить высокую твердость в цементованном слое и хорошие механические свойства сердцевины.

В большинстве случаев, особенно при обработке наследственно мелко­зернистых сталей, применяют закалку выше точки Aci (сердцевины) при 820-850 °С. Это обеспечивает измельчение зерна и полную закалку цементо­ванного слоя и частичную перекристаллизацию и измельчение зерна сердцевины.

При газовой цементации часто применяют закалку без повторного на­грева, а непосредственно из цементационной печи после подстуживания из­делий до 840-860 °С. Такая обработка не исправляет структуру цементо­ванного слоя и сердцевины, поэтому ее применяют только для изделий, изго­товленных из наследственно мелкозернистых сталей.

После цементации термическая обработка иногда состоит из двойной закалки и отпуска. Первую закалку (или нормализацию) с нагревом до 880- 900 °С (выше точки Ас 3 сердцевины) назначают для исправления структуры сердцевины. Вторую закалку проводят с нагревом до 760-780 °С для устра­нения перегрева цементованного слоя и придания ему высокой твердости. Недостаток такой термообработки - сложность технологического процесса, возможность окисления и обезуглероживания.

Заключительной операцией термической обработки цементованных из­делий является низкий отпуск при 160-180 °С, переводящий мартенсит за­калки в поверхностном слое в отпущенный мартенсит, снимающий напряже­ния и улучшающий механические свойства.

В результате термической обработки цементованный слой должен иметь структуру мелкоигольчатого мартенсита и изолированных участков остаточ­ного аустенита (15-20%) или мартенсита, остаточного аустенита и неболь­шого количества избыточных карбидов в виде глобулей.

Твердость на поверхности цементованного слоя находится в пределах HRC ~ 58-62 и в сердцевине HRC ~ 30-45. При цементации чаще контро­лируют не общую, а эффективную толщину слоя. Эффективная толщина со­ответствует зоне слоя от поверхности насыщения до границы зоны с твердостью HRC ~ 50 или HV ~ 550. Толщина эффективного слоя составляет 0,4-1,8 мм.

Азотирование стали. Азотированием называется ХТО, заключающаяся в диффузионном насыщении поверхностного слоя стали азотом при нагрева­нии в соответствующей среде. Азотированию подвергают гильзы цилиндров двигателей внутреннего сгорания, детали арматуры турбин и целый ряд дру­гих деталей, работающих на износ при повышенных температурах в агрес­сивных средах. Твердость азотированного слоя стали выше, чем цементо­ванного, и сохраняется при нагреве до высоких температур (450-500 °С), тогда как твердость цементованного слоя, имеющего мартенситную структу­ру, сохраняется только до 200-225 °С.

Азотирование чаще проводят при 500-600 °С (низкотемпературное азоти­рование). Стали ферритного и аустеншного классов и тугоплавкие металлы (Ti, Mo и др.) подвергают высокотемпературному азотированию (600-1200 °С). Наиболее распространено газовое азотирование. Его обычно проводят в герме­тических камерах (ретортах), куда поступает с определенной скоростью аммиак,

диссоциирующий по реакции NH 3 ■« *" N + / 2 Н 2 . Для снижения хрупко­сти и экономии аммиака рекомендуется азотирование в аммиаке, разбавлен­ном азотом. Выделяющийся атомарный азот адсорбируется поверхностью металла и диффундирует в его кристаллическую решетку, образуя различные азотистые фазы. В сплавах железа с азотом образуются следующие фазы: ос-фаза - твердый раствор азота в а-железе; у-фаза - азотистый аустенит, который образуется при температуре выше эвтектоидной (591 °С); у"-фаза - твердый раствор на основе нитрида железа Fe 4 N (5,7-6,1% N); Б-фаза - твердый раствор на основе нитрида Fe2-3N (8,0-11,2% N).

Следовательно, в случае азотирования при температуре ниже эвтекто­идной диффузионный слой состоит из трех слоев: е + у" + ос. Носителем твердости является нижний ос-слой (вследствие выделения дисперсных нит­ридов); у"-слой очень тонок, часто даже не обнаруживается, а s-слой непроч­ный и хрупкий.

В случае азотирования при температуре выше эвтектоидной, например 650 °С, слой при этой температуре состоит из следующих фаз: е + у" + у + ос. При медленном охлаждении азотистый у-аустенит распадается на эвтектоид:

Y -> о. + у", а при быстром охлаждении претерпевает мартенситное превра­щение. В этом случае максимальной твердости отвечает мартенситный подслой.

При азотировании легированных сталей образуются легированные е- и у-фазы. Легирующие элементы W, Mo, Cr, Ti, V, будучи растворены в фер­рите, повышают растворимость азота в а-фазе и образуют специальные нит­риды MN, M 2 N (VN, TiN, Cr 2 N и др.). Выделяясь в мелкодисперсном состоя­нии, эти нитриды способствуют повышению твердости азотированного слоя.

В последние годы получило применение азотирование с добавками уг-леродсодержащих газов, которое проводят при 570 °С в течение 1,5-3,0 ч в атмосфере, содержащей 50% (об.) эндогаза и 50% (об.) аммиака. В результа­те такой обработки образуется карбонитридная (Fe,M) 2 _ 3 (N,C) зона толщи­ной 7-25 мкм, обладающая меньшей хрупкостью и более высокой износо­стойкостью, чем чисто азотистая е-фаза (Fe,M) 2 _ 3 N. Твердость карбонитрид-ного слоя на легированных сталях HV 600-1100. Общая толщина слоя 0,15-0,5 мм.

Ионное азотирование и цементация. Для активизации процессов в газовой среде и на насыщаемой поверхности применяют ионное азотирование. При этом достигается существенное сокращение общего вре­мени процесса (в 2-3 раза) и повышение качества азотированного слоя. Ионное азотирование осуществляют в стальном контейнере, который являет­ся анодом. Катодом служат азотируемые детали. Через контейнер при низ­ком давлении пропускается азотсодержащая газовая среда. Вначале азоти­руемая поверхность очищается катодным распылением в разреженном азот­содержащем газе или водороде. При напряжении около 1000 В и давлении 13,33-26,33 Па ионы газа бомбардируют и очищают поверхность катода (детали). Поверхность при этом нагревается до температуры не более 200 °С. Затем устанавливается рабочий режим: напряжение 300-800 В, давление 133,3-1333 Па, удельная мощность 0,7-1 Вт/см 2 . Поверхность детали на­гревается до требуемой температуры (450-500 °С) в результате бомбарди­ровки положительными ионами газа. Ионы азота поглощаются поверхно­стью катода (детали), а затем диффундируют вглубь. Параллельно с этим протекает процесс катодного распыления поверхности, что позволяет прово­дить азотирование трудноазотируемых сплавов, самопроизвольно покры­вающихся защитной оксидной пленкой, которая препятствует проникнове­нию азота при обычном азотировании.

Наряду с ионным азотированием применяют ионную цементацию. При ионной цементации требуется высокая температура нагрева поверхности (900-1050 °С), что достигается либо увеличением удельной мощности, либо применением дополнительного внешнего нагрева цементуемых деталей.

При ионной цементации и ионном азотировании наблюдается ускорение диффузионных процессов, особенно в начальной стадии, и сокращается об-

щая длительность насыщения по сравнению с традиционными способами цементации и азотирования.

Одновременное насыщение поверхности стали азо­том и углеродом. Многочисленные исследования показали, что в ряде случаев совместное диффузионное насыщение стали азотом и углеродом имеет определенные преимущества. Так, азот способствует диффузии угле­рода, поэтому можно понизить температуру диффузионного насыщения до 850 °С. Такой процесс называется нитроцементацией, так как исходной сре­дой является смесь цементирующего газа и аммиака. Продолжительность процесса 4-10 ч. Основное назначение нитроцементации - повышение твердости и износостойкости стальных изделий.

По сравнению с цементацией нитроцементация имеет ряд существенных преимуществ. При легировании аустенита азотом снижается температура а 5=^ у-превращения, что позволяет вести процесс насыщения при более низких температурах. Одновременно в присутствии азота резко возрастает диффузионная подвижность углерода в аустените. Скорость роста нитроце-ментованного и цементованного слоев практически одинакова, хотя темпе­ратура нитроцементации почти на 100 °С ниже. Понижение температуры насыщения без увеличения длительности процесса позволяет снизить де­формации обрабатываемых деталей, уменьшить нагрев печного оборудова­ния. Для газовой цементации и нитроцементации применяют практически одинаковое оборудование.

Для нитроцементации легированных сталей используют контролируе­мую эндотермическую атмосферу, к которой добавляют 1,5-5,5% (об.) при­родного газа и 1,0-3,5% (об.) аммиака. После нитроцементации следует закалка непосредственно из печи, реже - после повторного нагрева. После закалки проводят отпуск при 160-180 °С.

При оптимальных условиях насыщения структура нитроцементованного слоя состоит из мелкоигольчатого мартенсита, небольшого количества мелких равномерно распределенных карбонитридов и 25-30% остаточного аустенита.

Твердость слоя после закалки и низкого отпуска - HRC ~ 58-60, HV -570-690. Толщина нитроцементованного слоя составляет 0,2-0,8 мм. Нитроцементации обычно подвергают детали сложной формы, например зубчатые колеса.

Одновременное насыщение стали углеродом и азотом происходит также при цианировании в расплавленных солях, содержащих цианид натрия при 820-860 °С. Однако токсичность расплава солей является серьезным недос­татком, препятствующим внедрению этого процесса.

Решением проблемы можно считать разработанный в МВТУ им. Н. Э. Баумана процесс карбонитрации (авторы Д. А. Прокошкин, А. В. Супов и др.). Для получения активного расплава используется цианат калия. При температуре нагрева и плавлении в атмосферных условиях происходит окис-

ление циановокислого калия по реакции 2KNCO + 0 2 = К 2 СО э + СО + Н 2 . При температуре ниже 600 °С оксид углерода распадается по реакции 2СО = С0 2 + С ат. Для интенсификации процесса карбонитрации применяет­ся продувка воздухом. Продолжительность выдержки при температуре на­грева в расплаве составляет от нескольких минут до нескольких часов. В результате карбонитрации (температура расплава 530-570 °С, время вы­держки 5-30 мин) долговечность инструмента из быстрорежущей стали повышается в 1,5-4 раза.

Как следует из рассмотрения опытных данных (рис. 3) и уравнения (I, 1), при малых концентрациях диффундирующего элемента D имеет практически постоянное значение, равное величине D к о (при «нулевой» концентрации). Так, изменение концентрации углерода от 0 до 3% (атомн.) приводит к возрастанию D от 12-10 -7 до 14,3-10 -7 см 2 /сек, что лежит в пределах точности опыта.

Температурная зависимость коэффициента диффузии выражается уравнением

где I-абсолютная температура, a R - газовая постоянная.

Очевидно, что значение D при данной температуре определяется двумя константами: D 0 и Q, и на эти величины будет обращено особое внимание. Величина Q называется теплотой или энергией активации диффузии. Теплота диффузии находится в непосредственной связи с энергией кристаллической решетки: ее величина будет тем больше, чем больше энергия связи диффундирующего атома с кристаллической решеткой среды. По данным теоретических и экспериментальных исследований для случая самодиффузии чистых металлов энергия активации равна около 0,7 (для гранецентрированной) и 0,9 (для объемноцентрированной) от энергии связи кристаллической решетки.

Константа уравнения D 0 (так называемый предэкспоненциальный множитель) не имеет столь очевидного физического смысла и изменяется в очень широких пределах. По некоторым данным она находится в определенной зависимости от теплоты диффузии. Однако, например, в случае различных модификаций железа, при почти одинаковых значениях энергии самодиффузии, величина D 0 для Fe а равна 2,3 10 3 , для Fe у -5,8 см 2 /сек,

повышенным содержанием точечных и других несовершенств кристаллической структуры в пограничных слоях, что должно привести к облегчению диффузионных перемещений.

Диффузия легирующих элементов

Процессы фазовых превращений связаны с перемещением легирующих элементов в феррите и аустените. Поэтому для понимания причин влияния легирующих элементов необходимо изучение количественных характеристик процесса диффузии. В настоящее время в этой области имеются немногочисленные данные, если исключить полученные в нестрогих условиях при диффузионном насыщении (химико-термической обработке) величины. Неточность исследования в этом случае определяется введением неучитываемой в расчете переменной: изменения концентрации диффундирующего элемента в поверхностном слое в процессе диффузии. Приводимые ниже данные получены в условиях полного соответствия условий эксперимента условиям вывода расчетных уравнений.

Диффузия молибдена в феррите и аустените была подробно изучена. Обозначим коэффициент диффузии в феррите D ф и в аустените D A .

Как и для случая самодиффузии железа коэффициент диффузии в феррите превышает коэффициент диффузии для аустенита за счет главным образом предэкспоненциального множителя D 0 . Так, при 1260° D ф больше D A в 80 раз, а при 925° -в 90. Введение в аустенит углерода в количестве 0,4% не изменяет теплоту диффузии Q (59 000 кал/г-атом), но повышает значение D 0 от 0,068 до 0,091, ускоряя диффузию молибдена в аустените.

Диффузия хрома исследовалась.

Как в случае молибдена, коэффициент диффузии хрома в феррите превышает коэффициент диффузии в аустените. Температурная зависимость для диффузии кобальта и вольфрама.

Температурная зависимость коэффициентов диффузии этих элементов показана на рис. 11.

Введение в аустенит 0,8% С приводит к уменьшению величин теплоты диффузии для хрома от 97 000 до 75 ООО кал/г-атом; для кобальта от 104 000 до 80 000 кал/г-атом: для вольфрама от 90 000 до 75 000 кал/г-атом. Эти данные могут свидетельствовать об ослаблении сил связи в аустените при введении углерода.

При существенном различии в величинах D 0 и Q абсолютные значения диффузионных констант в аустените для хрома, кобальта и вольфрама оказываются весьма близкими. При диффузии в феррите в районе 700-800° наблюдается существенное различие: D для кобальта в 10-20 раз превышает коэффициент диффузии хрома. Вольфрам занимает промежуточное положение.

Диффузия никеля и марганца в аустените исследовалась

Введение 0,6% С уменьшает теплоту диффузии никеля в аустените до 65 500 кал/г-атом, а добавка 0,35% С уменьшает

2 М. Е. Блантер

теплоту диффузии марганца до 61 ООО кал/г-атом. При этом D 0 возрастает, и коэффициент диффузии никеля и марганца в аустените под влиянием углерода увеличивается в несколько раз.

Температурная зависимость коэффициента диффузии кремния в Fe а изучалась.

Введение третьих элементов изменяет значение диффузионных констант. Выше было показано, что введение углерода существенно уменьшает теплоты самодиффузии Fe у и диффузии хрома, кобальта и вольфрама в аустените. Введение углерода повышает также значение величины коэффициента диффузии молибдена, никеля и марганца. Как показано при исследовании диффузии хрома в железе, введение третьего компонента в количестве 1% (атомн.) существенно изменяет величину теплоты диффузии.

Подобное влияние введения третьих элементов может быть связано с ослаблением сил межатомной связи, что может приводить к уменьшению теплоты активации процесса диффузии и созданию дополнительных точечных несовершенств (см. ниже), приводящих, помимо того, к увеличению значения предэкспоненциального множителя.

Диффузия углерода

Этот процесс играет главную роль при цементации и большинстве превращений в стали. Поэтому процесс диффузии углерода изучался во многих исследованиях. Принципиальный дефект большинства ранее проводившихся исследований, в частности с помощью поверхностного насыщения углеродом, - несоответствие между условиями интегрирования расчетных уравнений и действительными условиями протекания диффузионных процессов. В этих случаях, пожалуй, только теплота диффузии Q оказывается близкой к действительной.

Диффузия углерода в сталь. По количественной характеристике диффузии углерода в железо накоплены многочисленные данные. Коэффициент диффузии углерода в a-железо более чем на порядок выше, чем в g-железо, имеющее значительно более плотно упакованную решетку. Диффузия углерода в феррите обуславливает возможность протекание таких низкотемпературных процессов, как коагуляция и сфероидизация карбидов в отожженной стали, карбидообразование при отпуске закаленной стали, графитизация и т. д. Однако, цементация при температурах существования a-железа не производится ввиду ничтожной растворимости в этой фазе углерода. Цементация проводится при температурах 920-950 oС и выше, при которых сталь находится в аустенитном состоянии. Концентрационная зависимость коэффициента диффузии углерода в аустените выражается уравнением: Dc=(0,07 + 0,06C%)e -32000/RT Или по другим данным: Dc=(0,04 + 0,08C%)e -31350/RT. Из приведенных зависимостей следует, что коэффициент диффузии углерода в аустените увеличивается с увеличением содержания углерода в стали. Это, очевидно, связано с увеличением искажения кристаллической решетки аустенита и термодинамической активностью углерода. Легирующие элементы оказывают существенное влияние на диффузию углерода в аустените, что связано с искажением кристаллической решетки, изменением энергии межатомной связи в твердом растворе и термодинамической активности углерода. Результаты изучения влияния легирующих элементов на коэффициент диффузии углерода в аустените при 1100о С приведены на рисунке 1. При других температурах влияние некоторых элементов на коэффициент диффузии углерода в аустените изменяется. карбидообразующие элементы обычно замедляют, а некарбидообразующие ускоряют диффузию углерода. Однако, следует заметить, что это обобщение требует существенного уточнения. Так, например, кремний увеличивает коэффициент диффузии углерода в аустените при низких температурах (ниже 950о С), что согласуется с представлением о кремнии как о некарбидообразующем элементе, искажающем кристаллическую решетку аустенита и вследствие этого ускоряющем диффузию. По количественной характеристике диффузии углерода в железо накоплены многочисленные данные. Коэффициент диффузии углерода в a-железо более чем на порядок выше, чем в g-железо, имеющее значительно более плотно упакованную решетку. Диффузия углерода в феррите обуславливает возможность протекание таких низкотемпературных процессов, как коагуляция и сфероидизация карбидов в отожженной стали, карбидообразование при отпуске закаленной стали, графитизация и т. д. Однако, цементация при температурах существования a-железа не производится ввиду ничтожной растворимости в этой фазе углерода. Цементация проводится при температурах 920-950 oС и выше, при которых сталь находится в аустенитном состоянии. Концентрационная зависимость коэффициента диффузии углерода в аустените выражается уравнением: Dc=(0,07 + 0,06C%)e -32000/RT Или по другим данным: Dc=(0,04 + 0,08C%)e -31350/RT.

Слайд 4 из презентации «Химико-термическая обработка»

Размеры: 720 х 540 пикселей, формат: .jpg. Чтобы бесплатно скачать слайд для использования на уроке, щёлкните на изображении правой кнопкой мышки и нажмите «Сохранить изображение как...». Скачать всю презентацию «Химико-термическая обработка.ppt» можно в zip-архиве размером 473 КБ.

При нагреве до температур, близких к солидусу, цементит в белом чугуне распадается на исходные компоненты: железо и углерод.

Fe3C → Fe + C.

Режим отжига может быть различным. Во время выдержки при температуре 1000 ºC распадается цементит эвтектики и получается перлитный ковкий чугун (рис. 73, режим а ). Если сделать отжиг в две стадии, с выдержкой вначале немного ниже 1147 ºC, а затем чуть ниже температуры перлитного превращения, то на первой стадии распадется цементит эвтектики, а на второй – цементит, входящий в перлит (рис. 73, режим б ). При таком режиме получается ферритный ковкий чугун, самый мягкий и пластичный (см. рис. 74, а ). Отжиг на ковкий чугун – длительная процедура, он занимает до 70-80 часов. Поэтому ковкий чугун самый дорогой.

Рис. 74. Ферритный (а) и перлитный (б) ковкий чугун

Маркировка ковких чугунов по ГОСТ 1215-92 включает характеристику не только прочности, но и пластичности. Например, КЧ45-7 означает ковкий чугун с пределом прочности при растяжении 450 МПа (45 кг/мм2) и относительным удлинением 7 %. Но несмотря на повышенную пластичность материала, название «ковкий» – условное, ковать его нельзя.

Ковкие чугуны применяют для мелких деталей, работающих с вибрациями, ударами: крюков, скоб, картеров, ступиц и т. д.

Лекция 12

Термическая обработка стали

Термическая обработка – совокупность операций нагрева и охлаждения с целью изменить структуру и свойства сплава в нужном направлении.

Различают упрочняющую термическую обработку, при которой повышаются твердость, прочность и износостойкость, и разупрочняющую обработку, повышающую пластические свойства и вязкость, но снижающую твердость и сопротивление деформации и разрушению.

Для стальных изделий широко применяются оба варианта термической обработки.

Любую операцию термической обработки можно представить графически в виде кривой в координатах «температура – время», включающей участки нагрева, выдержки и охлаждения. Главные параметры, определяющие результат термической обработки, – температура нагрева t н, время выдержки tв и скорость охлаждения v охл. (рис. 75).

Термическая обработка стали основана на фазовых превращениях, происходящих при нагреве ее выше критических температур и охлаждении с различными скоростями.

Превращения при нагреве стали

Температуры превращений, или критические точки, при нагреве стали принято обозначать (рис. 76):

· начало превращения феррита в аустенит (Fea ® Feg) – Ac 1 (эти точки расположены на линии PSK );

· завершение превращения феррита в аустенит (Fea ® Feg) – Ac 3 (эти точки лежат на линии GS );

· окончание растворения цементита в аустените – Accm (точки находятся на линии SE ).

Точки A 2 относятся к магнитному, а не фазовому превращению, которое мы здесь не рассматриваем.

Следует обратить внимание на то, что точки Ac 3 и Accm – свои для каждой стали, а точка Ac 1 – одна для всех углеродистых сталей: 727 °С.

Обозначение критических точек буквой «A » происходит от французского слова «arreter » – «остановка» (площадка на кривой охлаждения). Индекс «c » означает первую букву французского слова «chauffer » – нагревать ; при охлаждении стали те же самые точки обозначаются индексом «r » («refroidir » – охлаждать ): Ar 3, Ar 1.

Рассмотрим превращения, происходящие при нагреве эвтектоидной стали (рис. 76, состав 1-1).

Нагрев от комнатной температуры до линии PSK не приводит к каким-либо изменениям структуры, она остается перлитной. При достижении температуры Ac 1 = 727 °С начинается превращение перлита в аустенит. В ферритных участках, на границах между ферритом и цементитом, возникают зародыши новой фазы – аустенита (рис. 77, а ). Кристаллическая решетка железа перестраивается из кубической объемно-центрированной в кубическую гранецентрированную: Fea ® Feg. Стимул превращения – разница в свободной энергии новой и старой фазы: при повышенных температурах g-железо обладает меньшим запасом свободной энергии и является равновесной фазой. Превращение идет по диффузионному механизму за счет присоединения все новых атомов железа к растущему кристаллу аустенита. Цементит постепенно растворяется в образовавшихся аустенитных зернах.

Для эвтектоидной стали Ac 3 = Ac 1 = 727 °С, т. е. превращение начинается и заканчивается при одной и той же температуре. (Поступающая при нагреве энергия расходуется на образование новой поверхности раздела.)

Дальнейший нагрев от Ac 3 до солидуса не приводит к фазовым превращениям, но с ростом температуры растет зерно аустенита (рис. 77, б , в ). Это объясняется тем, что в крупнозернистой структуре поверхность границ зерен меньше, поэтому меньше и поверхностная энергия, т. е. крупнозернистая структура является термодинамически более стабильной. Одновременно за счет диффузии выравнивается содержание углерода в твердом растворе (сразу после превращения бывшие ферритные и цементитные участки сильно отличаются по концентрации углерода).

При нагреве доэвтектоидной стали (рис. 76, состав 2-2) в перлитных участках происходят те же самые превращения при температуре Ac 1 = 727 °С. Затем, при увеличении температуры до Ac 3, избыточный феррит постепенно превращается в аустенит путем зарождения и роста зерен новой фазы. Дальнейший нагрев сопровождается выравниванием концентрации углерода за счет диффузии и ростом зерна аустенита.

При нагреве заэвтектоидной стали (рис. 76, состав 3-3) отличие одно: в интервале от Ac 1 до Accm происходит растворение избыточного цементита в аустените.

Зерно аустенита и свойства стали

В каждой перлитной колонии зарождается несколько зерен аустенита, поэтому при нагреве происходит измельчение зерна. Но важно помнить, что нагрев до слишком высоких температур неизбежно приведет к его росту. При этом возможно возникновение двух видов дефектов:

а) Перегрев – укрупнение зерна аустенита выше балла, допустимого по условиям работы детали. Перегретая сталь имеет пониженную пластичность и ударную вязкость. Но этот брак можно исправить повторным нагревом до нормальных температур.

б) Пережог – окисление и оплавление границ зерен при температурах, близких к солидусу. Появление оксидов на границах аустенитного зерна – неисправимый брак, такая сталь имеет камневидный излом и очень высокую хрупкость. Ее отправляют на переплав.

Не во всех сталях рост зерна при нагреве идет с одинаковой скоростью. У сталей, раскисленных кремнием и марганцем, наблюдается очень быстрый рост зерна аустенита, их называют природно-крупнозернистыми . А стали, раскисленные еще и алюминием , являются природно-мелкозернистыми : до 1000–1100 °С зерно в них почти не растет.

Величина зерна влияет на все механические свойства стали, но особенно сильно – на ударную вязкость KCU . Чем крупнее зерно аустенита перед закалкой, тем больше вероятность возникновения трещин при закалке. И в эксплуатации такая сталь будет менее надежной, чем мелкозернистая.

Величина зерна является одним из важнейших контрольных показателей качества термической обработки. Ее оценивают номером или баллом шкалы по ГОСТу металлографическим методом, сравнивая видимую в микроскопе структуру со стандартной шкалой.

Превращения аустенита при охлаждении

Диаграммы состояния строятся для равновесного, очень медленного охлаждения. Но в практике термообработки скорость охлаждения всегда конечна. С ростом скорости охлаждения увеличивается степень переохлаждения аустенита Dt , т. е. превращение аустенита начинается при температуре, все более низкой по сравнению с равновесной. Здесь наблюдается такая же закономерность, как и при кристаллизации.

От степени переохлаждения зависит не только скорость протекания, но и сам механизм превращения переохлажденного аустенита , а значит, структура и свойства его продуктов.

Как правило, охлаждение осуществляется непрерывно, но изучать кинетику превращения (протекание процесса во времени) удобнее в изотермических условиях (при постоянной температуре). Поэтому для каждой стали построена своя диаграмма изотермического превращения аустенита в координатах «температура – время». Ее еще называют
С-образной диаграммой (по форме кривых). Построение ведется экспериментально, по изменению каких-либо свойств, обычно магнитных. С-образная диаграмма для эвтектоидной стали (0,8 % С) приведена на рис. 78.

Рис. 78. Диаграмма изотермического превращения аустенита для стали с 0,8 % С

Две кривые, напоминающие по форме букву «С», показывают начало (кривая a - a ) и окончание (кривая b - b ) превращения аустенита в другие структуры. Слева от линии a - a расположена область переохлажденного аустенита. Как видно из диаграммы, время существования аустенита при температурах ниже Ar 1 различно и зависит от степени переохлаждения. Минимальная устойчивость аустенита проявляется при »550 °С: время до начала превращения составляет всего 1 секунду. При 700 °С это время равно 10 с, а при 300 °С – уже 60 с. Справа от линии b - b – область продуктов превращения, равновесных при определенных температурах.

Диффузионное (перлитное) превращение переохлажденного аустенита. В диапазоне температур 727–550 °С (рис. 78, область I) процесс распада аустенита идет диффузионным путем за счет перераспределения атомов углерода в твердом растворе. Естественные колебания содержания углерода в объеме каждого зерна аустенита происходят все время, но выше температуры A 1 они не приводят к фазовым превращениям. Ниже критической точки A 1 аустенит становится термодинамически неустойчивым. Поэтому, как только в зерне аустенита возникает участок с повышенной концентрацией углерода, в этом участке сразу же образуется кристаллик новой фазы – цементита. Как правило, это происходит на границах зерен, где зарождение и рост новой фазы облегчается повышенной дефектностью решетки. К растущему кристаллу цементита присоединяются атомы углерода из соседних областей, и в этих обедненных углеродом участках происходит полиморфное превращение
Feg ® Fea. Так появляются зародыши безуглеродистой фазы – феррита.

Растущий кристалл феррита отталкивает атомы углерода, которые не могут встроиться в его решетку, поэтому рядом с ним возникает область, обогащенная углеродом, где образуется еще один кристалл цементита (см. рис. 79, б ).

Образующиеся кристаллы феррита и цементита имеют пластинчатую форму и растут параллельно друг другу в обе стороны от границы зерна. Одновременно зарождаются перлитные колонии и в других участках зерна аустенита (рис. 79, в ). Диффузионное превращение продолжается до полного исчезновения исходной фазы – аустенита (рис. 79, г ). Коротко можно записать этот процесс следующим образом:

А0,8 ® Ф0,02 + Ц6,69, или А0,8 ® П0,8.

Рис. 79. Зарождение и рост перлитных колоний в аустените

Чем больше скорость охлаждения, тем больше степень переохлаждения аустенита и тем больше кристалликов новых фаз возникает в единице объема каждую секунду (как и при кристаллизации). Поэтому, чем ниже температура превращения аустенита в феррито-цементитную смесь, тем мельче пластинки этих равновесных фаз. Их величину оценивают средней суммарной толщиной D соседних пластинок феррита и цементита, которую называют межпластиночным расстоянием (рис. 80).

Продукты перлитного превращения по величине зерна (или по дисперсности структуры) условно подразделяют на перлит, сорбит и троостит . Механические свойства зависят от величины зерна: твердость и прочность стали возрастает с измельчением продуктов диффузионного распада, а пластичность и вязкость – уменьшается (табл. 2). Оптимальное сочетание пластичности и вязкости имеет сорбит.

Названия сорбит и троостит происходят от фамилий ученых Сорби и Труста, изучавших эти структуры.

Поскольку в каждом зерне аустенита возникает несколько перлитных колоний, то очевидно, что при перлитном превращении тоже происходит измельчение зерна стали.

Таблица 2

Продукты диффузионного превращения аустенита

Структура

Температура

образования, °С

Межпластиночное
расстояние, мкм

Твердость, HB

троостит

Лекция 13

Бездиффузионное (мартенситное) превращение переохлажденного аустенита. С понижением температуры коэффициент диффузии углерода в железе уменьшается. При большой скорости охлаждения можно переохладить аустенит до такой температуры, когда диффузия практически не идет. Для эвтектоидной стали это примерно 250 °С. Ниже 250 °С, в области III, превращение переохлажденного аустенита происходит по бездиффузионному механизму (рис. 81).

Рис. 81. Диаграмма изотермического превращения аустенита для стали с 0,8 % С

Горизонтальные линии, ограничивающие эту область, обозначены на диаграмме Мн и Мк. Мн – температура начала, а Мк – температура окончания бездиффузионного превращения.

Чтобы переохладить аустенит до температуры Мн, нужно достичь скорости охлаждения, превышающей величину V кр. V кр – это минимальная скорость, при которой аустенит не распадается диффузионным путем на феррито-цементитную смесь. Геометрически это касательная к кривой начала распада (к линии a - a ).

Переохлажденный до точки Мн аустенит претерпевает полиморфное превращение Feg ® Fea, которое происходит бездиффузионно, т. е. не сопровождается перераспределением атомов углерода. Превращение развивается по сдвиговому механизму: за счет одновременного смещения всех атомов кристаллической решетки железа по определенным плоскостям на расстояние меньше межатомного. При этом меняется тип решетки, а соседние атомы так и остаются соседними. Весь углерод, растворенный в решетке g-железа, остается после превращения в решетке a-железа.

Образно можно представить разницу между диффузионным и бездиффузионным превращениями так. Если стоящим в строю солдатам командир скомандует: «Вольно! Разойдись!» – то каждый из них пойдет своим путем, независимо от остальных. Строй сломается, соседи, стоявшие рядом, окажутся далеко друг от друга. Это – диффузионное превращение. Если же команда была: «Два шага вперед! Нале-во!» – то все солдаты шагнут и повернутся одновременно. При этом весь строй сместится на новое место, сохраняя тот же самый порядок, и соседи останутся соседями. Это – бездиффузионное превращение.

В результате бездиффузионного превращения гранецентрированная кубическая решетка аустенита перестраивается в объемно-центрированную. Но поскольку в этой решетке остается весь имеющийся в стали углерод (в данном случае 0,8 %), то каждая элементарная ячейка a-железа искажается, вытягивается и из кубической становится тетрагональной (рис. 82). Мерой искажения решетки является так называемая тетрагональность – отношение высоты элементарной ячейки c к стороне основания a . Тетрагональность с /а возрастает при увеличении содержания углерода в твердом растворе.

Полученная таким образом структура представляет собой пересыщенный твердый раствор углерода в тетрагональной решетке a-железа и называется мартенситом .

(Название дано в честь немецкого ученого А. Мартенса.)

Мартенситный кристалл имеет форму пластины, похожей на выпуклую линзу. Первая возникшая в зерне аустенита мартенситная пластина ограничена размерами этого зерна, следующие образующиеся пластины не пересекают друг друга и не переходят через границы зерен аустенита, т. е. имеют меньший размер (рис. 83). Очевидно, что при мартенситном превращении, как и при перлитном, тоже происходит измельчение зерна стали.

Рис. 83. Образование пластин мартенсита

Мартенсит имеет очень высокую твердость: при содержании углерода 0,8 % она составляет 65 НRC (670 НВ ), а относительное удлинение и ударная вязкость близки к нулю. Мартенсит является хрупкой структурой, пластически не деформируется и режущим инструментом не обрабатывается.

Высокая твердость мартенсита объясняется сильным упрочнением за счет одновременного действия всех четырех механизмов торможения движущихся дислокаций :

1) пересыщенным твёрдым раствором углерода в железе;

2) деформационным упрочнением, возникающим при росте мартенситных кристаллов;

3) измельчением зерен;

4) дисперсными частицами цементита Fe3C (в высокоуглеродистых сталях).

Наибольший вклад в упрочнение дают искажения кристаллической решетки a-железа внедренными атомами углерода. Отсюда следует, что твердость мартенсита будет тем больше, чем больше в нем углерода (табл. 3).

Таблица 3

Твёрдость мартенсита с различным содержанием углерода

Твердость, НRC

Пластины мартенсита образуются с огромной скоростью, равной скорости звука в стали (»5 км/с). Иногда возникает звуковой эффект. Характерная особенность мартенситного превращения: оно развивается только при непрерывном охлаждении до точки Мк. При увеличении содержания углерода температуры точек Мн и Мк понижаются, и мартенситное превращение смещается в область более низких температур (рис. 84).

Рис. 84. Зависимость температур начала и окончания

мартенситного превращения от содержания углерода в стали

Это означает, что в реальных условиях термической обработки весь мартенситный интервал не проходится: обычно охлаждение осуществляется до температуры цеха, т. е. до »20 °С. Поэтому мартенситное превращение в сталях, содержащих более 0,6 % С, до конца не доходит, и в стали после закалки остается некоторое количество аустенита. Его называют остаточным аустенитом .

Количество остаточного аустенита в закаленной стали зависит от содержания в ней углерода и температуры охлаждающей среды. Оно может составлять несколько процентов у высокоуглеродистых сталей и несколько десятков процентов у легированных сталей .

Для того, чтобы остаточный аустенит исчез, инструментальные (высокоуглеродистые) стали обрабатывают холодом.

Промежуточное (бейнитное) превращение переохлажденного аустенита. В диапазоне 500–250 °С (рис. 81, область II) происходит промежуточное превращение, которое начинается с диффузионных процессов, а затем продолжается бездиффузионно, как мартенситное.

Промежуточное превращение начинается с диффузии углерода, в результате чего в аустените образуются участки, обогащенные и обедненные углеродом. Затем в бедных углеродом участках процесс развивается бездиффузионным путем, как при образовании мартенсита (поскольку температура начала мартенситного превращения Мн повышается с уменьшением содержания углерода в твердом растворе). В богатых же углеродом участках аустенита образуются мельчайшие кристаллики цементита.

В результате получается структура, представляющая собой тонкие иглы феррита (или малоуглеродистого мартенсита, так как содержание углерода в нем »0,1 %) и мелкие частицы цементита. Она называется бейнитом и имеет механические свойства, промежуточные между свойствами мартенсита и перлитных структур: 370–450 HB .

Превращения при нагреве мартенсита

Мартенсит является неравновесной структурой. Атомы углерода, внедренные в кристаллическую решетку a-железа, создают внутренние напряжения. Каждый такой атом является точечным дефектом. Кроме того, в мартенсите велика плотность дислокаций (109–1012 см-2). Поэтому мартенсит обладает повышенным запасом внутренней энергии. При комнатной температуре он может сохраняться неограниченно долго, но как только нагрев придаст атомам углерода дополнительную энергию, необходимую для диффузии, начнется превращение мартенсита в более равновесные фазы.

При нагреве мартенсита углерод выделяется из a-твердого раствора, образуя при этом цементит Fe3C. Мартенсит распадается на феррито-цементитную смесь. В зависимости от температуры и времени превращения могут возникнуть структуры сорбита и троостита. Они имеют зернистое, а не пластинчатое строение, в отличие от сорбита и троостита, полученных при распаде переохлажденного аустенита (рис. 85).

Рис. 85. Микроструктура пластинчатых и зернистых феррито-цементитных смесей

Итак, при нагреве мартенсита идут следующие процессы:

1) снижение содержания углерода в мартенсите и образование цементита;

2) уменьшение внутренних напряжений;

3) рост частиц цементита;

4) превращение остаточного аустенита в мартенсит (в сталях с содержанием углерода > 0,6 %, а также в легированных сталях).

Лекция 14

Основные виды термообработки стали

Отжиг

Отжиг является разупрочняющей термической обработкой.

Отжигом I рода называют нагрев стали с неравновесной в результате предшествующей обработки структурой до (или ниже) температуры фазового превращения.

Обычно причиной появления неравновесной структуры является холодная обработка давлением или ускоренное охлаждение после горячей обработки. Температурный режим отжига I рода не связан с фазовыми превращениями в стали .

Цель : Перевести сталь в более устойчивое, равновесное состояние.

Пример : рекристаллизационный отжиг для снятия наклепа; смягчающий отжиг для улучшения обрабатываемости резанием (его еще называют низким ).

Отжигом II рода называют нагрев стали выше температуры фазового превращения с последующим медленным охлаждением (вместе с печью).

Цель : Получить устойчивое, равновесное состояние (как на диаграмме).

Разновидности :

1) Полный отжиг доэвтектоидных (конструкционных) сталей выполняется с целью полной фазовой перекристаллизации.

Для этого сталь нагревают на 30-50° выше критической точки Ас 3 (т. е. линии GS ) и после небольшой выдержки медленно охлаждают. Практически детали охлаждаются вместе с печью со скоростью 30-100 °С/ч (рис. 86).

При нагревании феррит и перлит доэвтектоидной стали превращаются в аустенит. Затем, при медленном охлаждении, распад аустенита происходит в верхней части С-образной диаграммы с образованием новых зерен феррита и перлита. Таким образом, если структура была дефектная (крупные зерна, зерна искаженной формы и т. п.), то при полном отжиге она исправляется, получается однородной и мелкозернистой. Сталь после отжига имеет хорошие пластические свойства и низкую твердость. Это обеспечивает хорошую обрабатываемость стали резанием и давлением.

Отжиг полностью снимает остаточные напряжения.

2) Неполный отжиг заэвтектоидных (инструментальных) сталей выполняется с целью получения структуры зернистого перлита. Для этого сталь нагревают на 30-50° выше критической точки Ас 1 (т. е. линии PS K ). Применяют несколько различных режимов (рис. 87).

В результате отжига цементитные пластины растворяются только отчасти, и при охлаждении получаются сферические, а не пластинчатые кристаллы цементита. Поэтому такой отжиг называют еще сфероидизирующим . Инструментальные стали со структурой зернистого перлита мягче и пластичнее, чем с пластинчатым перлитом. Этот способ отжига повышает обрабатываемость стали и улучшает ее структуру перед закалкой.

При неполном отжиге доэвтектоидной стали ферритная составляющая структуры не изменяется, так как феррит сохраняется при нагреве. Поэтому полного исправления структуры не происходит.

3) Диффузионный отжиг стальных отливок и поковок выполняют с целью устранения неоднородности литой или деформированной структуры. Устранение микроликвации достигается за счет диффузионных процессов. Поэтому, чтобы обеспечить высокую скорость диффузии, сталь нагревают до высоких температур в аустенитной области (близких к солидусу). Для сталей это чаще всего температуры °С. При этих температурах делается длительная выдержка (8-15 ч) и затем медленное охлаждение. Выравнивание состава стали улучшает механические свойства, особенно пластичность.

Температурные интервалы нагрева стали при отжиге показаны на рис. 88.

Рис. 88. Температурные интервалы нагрева стали при отжиге

Нормализация

Нормализация является разновидностью отжига II рода с ускоренным охлаждением.

Нормализация заключается в нагреве стали до температур на 50-70° выше линии GSE (рис. 88) и в охлаждении на воздухе после небольшой выдержки. В этом случае распад аустенита происходит в верхней части С-образной диаграммы, но при несколько меньших температурах, чем при отжиге. Это связано с более быстрым охлаждением.

Поэтому при нормализации получается более мелкая перлитная структура, чем при полном отжиге. Может даже образоваться сорбит – более мелкая, чем перлит, феррито-цементитная смесь.

Для доэвтектоидных сталей нормализация часто заменяет полный отжиг как более производительная и экономичная операция.

После нормализации сталь тверже и прочнее, чем после полного отжига. Микроструктура тоже отличается от равновесной: феррит образует сетку вокруг участков перлита. (Кажется, что в стали больше углерода, чем есть на самом деле.)

Закалка

Закалка – это упрочняющая термическая обработка, которая таким образом изменяет структуру стали, чтобы максимально повысить твердость и прочность.

Закалка заключается в нагреве стали выше температуры фазового превращения с последующим достаточно быстрым охлаждением (со скоростью больше критической).

Цель : получение неравновесной структуры – пересыщенного твердого раствора углерода в a-железе – мартенсита. Практическая цель – получение максимальной твердости, возможной для данной марки стали.

Быстрое охлаждение при закалке необходимо, чтобы углерод не успел выделиться из твердого раствора – аустенита – и остался в решетке железа после охлаждения.

Чтобы закалить сталь, необходимо правильно выбрать температуру нагрева и скорость охлаждения. Эти два параметра являются определяющими при проведении закалки.

При выборе температуры нагрева действует следующее правило: доэвтектоидные стали нагреваются под закалку на 30-50° выше критической точки Ас 3, а заэвтектоидные – на 30-50° выше точки Ас 1 (рис. 89). Небольшое превышение критической точки необходимо, так как в печах для термообработки неизбежны некоторые колебания температуры относительно заданного значения.

Почему закалочная температура выбирается для доэвтектоидных и заэвтектоидных сталей по-разному?

В структуре доэвтектоидных сталей ниже линии GS присутствует феррит. Если закалить сталь из этой температурной области, то аустенит превратится в твердый и прочный мартенсит, а феррит не изменится, так как он является равновесной фазой. Поскольку феррит очень мягкий, то его присутствие в закаленной стали снижает ее твердость. Цель закалки не будет достигнута. Поэтому необходим нагрев до более высоких температур (выше линии GS ), где феррит уже отсутствует.

Закалка из однофазной (аустенитной) области, с температур выше Ас 3, называется полной . Так закаливают доэвтектоидные (конструкционные) стали.

Для заэвтектоидных сталей такой высокий нагрев не требуется, так как выше точки А 1, но ниже линии SE структура состоит из аустенита и цементита. При закалке из этой области аустенит превратится в мартенсит, а цементит сохранится, так как он является равновесной фазой. Наличие в закаленной стали такой твердой структурной составляющей полезно, потому что мелкие частицы цементита являются дополнительными препятствиями для движения дислокаций, повышают твердость и износостойкость.

Закалка из двухфазной области, где присутствуют аустенит и цементит, или аустенит и феррит, называтся неполной . Такой закалке подвергают заэвтектоидные (инструментальные) стали.

Критическая скорость охлаждения при закалке углеродистых сталей составляет не менее 400 °С/c. Такая скорость достигается при охлаждении в воде или водных растворах солей (NaCl) и щелочей (NaOH), увеличивающих охлаждающую способность воды. При этом деталь необходимо энергично перемещать в закалочной жидкости, чтобы удалять с поверхности металла образующийся пар, который замедляет охлаждение. Критическая скорость охлаждения легированных сталей значительно ниже, поэтому применяют более мягкие закалочные среды – минеральные масла или растворы полимеров.

Закалка является наиболее «жесткой» из всех операций термообработки, так как сталь испытывает резкое снижение температуры. При этом в деталях возникают большие внутренние напряжения. Они складываются из термических напряжений, возникающих из-за разности температур на поверхности и в сердцевине детали при быстром охлаждении, и структурных напряжений, образующихся за счет объемных изменений при мартенситном превращении.

Эти напряжения могут привести к деформации детали и даже образованию трещин. Особенно это опасно в отношении деталей сложной формы, имеющих концентраторы напряжений в виде проточек, отверстий, углов, галтелей и т. п.

По способу охлаждения различают:

1) Непрерывную закалку (закалку в одной среде) – (см. рис. 90, кривая 1). Это наиболее простой способ, но при этом в детали появляются большие внутренние напряжения.

2) Закалку в двух средах , или прерывистую закалку (рис. 90, кривая 2). При этом способе сталь быстро охлаждается в интервале температур 750–400 °С, а затем деталь переносится в другую, более мягкую, охлаждающую среду, и в мартенситном интервале охлаждение происходит замедленно. Это приводит к уменьшению внутренних напряжений и снижает вероятность появления трещин. Примером такой закалки может быть процесс с охлаждением вначале в воде, а затем в масле.

3) Ступенчатую закалку (рис. 90, кривая 3), при которой нагретую деталь погружают в жидкую среду с температурой на 20-30° выше точки М н. При этом обеспечивается быстрое охлаждение стали в верхней области температур, а затем делается выдержка, во время которой температура по сечению детали выравнивается, и термические напряжения уменьшаются. Затем детали вынимаются из закалочной ванны, и дальнейшее охлаждение происходит в другой среде, чаще всего на воздухе или в масле. В этом случае мартенситное превращение происходит при медленном охлаждении, в условиях меньших внутренних напряжений. В качестве жидких сред для ступенчатой закалки используют расплавы щелочей, селитры, легкоплавких металлов.

4) Изотермическую закалку (рис. 90, кривая 4). Она существенно отличается от других способов. Здесь выдержка в охлаждающей среде при температуре бейнитного превращения продолжается до полного распада аустенита. Во всех предыдущих случаях при закалке происходит образование мартенситной структуры, а в этом случае – бейнита.

При изотермической закалке напряжения в детали минимальны, исключается образование трещин, деформации значительно меньше. У некоторых легированных сталей (пружинных, штамповых) этот способ закалки позволяет получать оптимальное сочетание прочности и пластичности.

Итак, ступенчатая и прерывистая закалка уменьшают закалочные напряжения, поскольку разница температур на поверхности и в центре детали уменьшается. Но из-за очень маленького периода существования переохлажденного аустенита в углеродистых сталях ступенчатую и изотермическую закалку чаще применяют для легированных сталей.

Возможные дефекты закалки :

а) перегрев – крупное зерно;

б) пережог – окисление границ зерен, очень крупное зерно;

в) недогрев – у доэвтектоидных сталей закалка из интервала Ас 1-Ас 3 приводит к двухфазной структуре (мартенсит + феррит) и низким механическим свойствам;

г) коробление и трещины – вызываются внутренними напряжениями. Удельный объем мартенсита больше удельного объема аустенита, что вызывает напряжения в структуре стали. Особенно это опасно для деталей сложной формы и при сложении структурных напряжений с термическими, возникшими из-за разности температур на поверхности и в центре детали.

Чтобы избежать коробления, тонкие изделия – пилы, ножовочные полотна, бритвы – охлаждают заневоленными в специальных закалочных прессах.

С технологией закалки тесно связаны два важных понятия.

Закаливаемость – это способность стали получать высокую твердость при закалке. Закаливаемость зависит от содержания углерода в стали и характеризуется максимальной возможной твердостью (HRC ) для данной марки.

Наиболее значительное влияние на скорость роста диффузионных слоев, представляющих собой легированную α-фазу (например, силицированных и фосфорированных), оказывает состав насыщаемой стали: содержание в ней углерода и легирующих элементов.
Говоря о фазовом составе силицированных (и вообще любых диффузионных) слоев, можно в первом приближении рассматривать силицирование как взаимодействие железа и кремния в идеальной двухкомпонентной системе. Однако прежде чем рассматривать кинетику силицирования стали, необходимо вспомнить, что насыщаемый металл ни в коей мере не является чистым. Присутствие в системе третьего компонента (например, наличие углерода в насыщаемой стали) должно ускорять или замедлять диффузию насыщающего элемента в зависимости от того, какие изменения примесь вносит в энергию межатомных связей в образующейся тройной системе. В частности, повышение концентрации углерода в насыщаемой стали замедляет протекание практически всех процессов химико-термической обработки, однако действие его различно при диффузии в сталь различных химических элементов. Это различие вызвано тем, что основная доля влияния углерода определяется не взаимодействием углерод-железо (так сказать, «механическими» препятствиями, которые создаются присутствием углерода в твердом растворе), а взаимодействием углерод-насыщающий элемент. Это взаимодействие вызывает энергичное перераспределение углерода в процессе химико-термической обработки стали любым элементом. Характер этого перераспределения определяет как кинетическое влияние углерода на скорость насыщения стали, так и характер изменения структуры зон, непосредственно прилегающих к диффузионному слою, в результате их обезуглероживания или «внутренней цементации».
Поскольку атомная концентрация углерода в силицируемой стали весьма значительно уступает количеству не только железа, но и кремния, углерод можно рассматривать как примесь третьего компонента к двухкомпонентной системе.
Поведение такого третьего компонента при изменении соотношения концентраций первых двух веществ системы определяется двумя факторами: во-первых, растворимостью его во вновь образуемых насыщающим элементом фазах, во-вторых, парциальным коэффициентом диффузии его в этих фазах. Причины «антагонизма» кремния и углерода в сталях заключены в сходстве типа межатомных связей Fe-С и Fe-Si, что приводит одновременно и к резкому снижению растворимости углерода в кремнистом феррите, и к повышению скорости диффузии углерода в высококремнистом твердом растворе, как аустенитном, так и ферритном.
Из данных работы также следует, что присутствие легирующих элементов (по крайней мере в количествах, применяемых в низко- и среднелегированных сталях, до мартен-ситного класса включительно) не должно привести к качественным изменениям во влиянии углерода на глубину силицированных слоев и в характере его перераспределения.
Одним из показателей «антагонизма» кремния и углерода является известный факт восходящей диффузии углерода из малоуглеродистых объемов в высокоуглеродистые в случае, если последние содержат кремний в меньшей концентрации. Опыты по выяснению механизма «обратной» (восходящей) диффузии ставили именно на примере ферритных сплавов системы Fe-Si-С авторы известных монографий; аналогичные по замыслу исследования были проведены Г.В. Щербединским и В.И. Шайдуровым. Авторы этих работ изучили результаты контактной диффузии вблизи стыка образца высокоуглеродистой стали со сталью, содержащей кремний, хром или никель. При этом было установлено, что по обезуглероживающему действию добавка 0,75% Si равноценна присутствию в стали 10% никеля (при этом, однако, не учитывалось то, что никелевая сталь имела аустенитную структуру). По данным, в наибольшей степени растворимость углерода в феррите снижается добавкой кобальта; кремний почти не уступает ему по степени влияния, тогда как действие никеля и марганца в 3-4 раза слабее. Таким образом, не следует забывать, что, хотя скорость диффузии углерода существенно превосходит подвижность компонентов, создающих растворы замещения (в том числе и кремния), перераспределение углерода, сопровождаемое восходящей диффузией, есть вынужденное явление, вызванное подачей кремния в сталь извне. Поэтому можно предполагать, что ни скорость перераспределения углерода не должна превосходить скорости силицирования, ни ширина науглероженной зоны не должна намного превышать глубину силицированиого слоя.
Уже в самый момент зарождения первых микрообъемов стабильного феррита при силицировании углерод диффундирует из ферритных объемов в соседние аустенитные, мало отличающиеся по содержанию кремния, а уже затем в низкокремнистый аустенит. Показательно при этом, что углерод, по-видимому, мигрирует по так называемым Si-позициям, т. е. по тем ячейкам ферритной или аустенитной решетки, в которых один из узлов занят атомом кремния. Это можно объяснить тем, что в присутствии кремния ковалентные связи железа насыщены, и оно оказывается неспособным образовать связь Fe-С. Это своеобразное взаимодействие кремния и углерода в кристаллической структуре, твердого раствора на основе железа постепенно исчезает при повышении температуры (приблизительно выше 900-950 °С) соответственно увеличению количества вакансий, по которым углерод диффундирует более интенсивно. Повышение температуры силицирования (в интервале от 850 до 1000 °C) уменьшает преобладание граничной диффузии углерода над вакансионной; практически конфигурация науглероженной подслойной зоны должна оказаться параллельной поверхности металла, через которую в него поступает кремний. Необходимо отметить, что все описанные взаимодействия свойственны лишь сплавам на основе железа, в случае замены его, например хромом, силицирование не вызвало бы столь энергичного перераспределения углерода ввиду высокого химического сродства компонентов системы Cr-С.
Особенности структуры силицированных слоев и причины их возникновения будут рассмотрены нами ниже. Здесь же необходимо вкратце рассмотреть те изменения, которые вносит оттеснение углерода кремнием в структуру подслойной зоны. Известно, что кремний оттесняет углерод настолько интенсивно, что при борировании кремнистых сталей, например, имеет место своего рода «внутреннее силицирование»: вытесненный бором кремний создает обезуглероженную подборидную зону, состоящую из фаз α и α", концентрация кремния в которой в 4-5 раз превосходит среднее содержание его в стали. Высококремнистая зона оказывается как бы «зажатой» между зоной боридов и высокоуглеродистой зоной. Нечто подобное имеет место при силицировании легированных сталей мартенситного класса: между слоем стабильного высококремнистого феррита и зоной сосредоточения оттесненного кремнием углерода оказывается (при температуре силицирования) полоса аустенита, содержащего кремний в концентрации, недостаточно высокой для создания кремнистого феррита, но в то же время настолько большой, что присутствие кремния приводит к миграции углерода в лежащие глубже слои металла. В доэвтектоидных нелегированных сталях эта полоса отличается от лежащей ниже науглероженной зоны (по структуре в охлажденном состоянии) отсутствием перлита и наличием столбчатых зерен феррита, примыкающих к зернам слоя стабильного феррита (последние, по-видимому, являются для первых матрицей). Однако наиболее характерно строение непосредственно примыкающей к ферриту зоны у сталей мартенситного класса. Оттеснение углерода из этой зоны приводит к резкому снижению прокаливаемости, поэтому у сталей, легированных значительным количеством повышающих прокаливаемость элементов (Cr, Ni, W, Mo), собственно силицированный ферритный слой отделен от сердцевины прослойкой перлита (рис. 42). Описанное явление было замечено некоторыми авторами при борировании сталей с помощью диффузионных источников большой мощности (газовое и электролизное борирование); его следует, по-видимому, ожидать при насыщении сталей названных составов неметаллическими элементами вообще (В, Si, P и др.).

При силицировании низко- и среднеуглеродистых конструкционных сталей оттеснение углерода в процессе насыщения приводит к образованию переходной от диффузионного слоя (слоя кремнистого феррита) к основному металлу зоны, обогащенной углеродом (рис. 43). На сталях с 0,3-45% С переходная зона (при охлаждении с температуры силицирования на воздухе) практически лишена феррита. Присутствие в переходной зоне повышенного содержания углерода и кремния приводит к более интенсивному росту аустенитного зерна (рис. 43).

Особого внимания заслуживает вопрос о размерах и характере влияния концентрации углерода на глубину силицированного слоя. Авторы, изучавшие процесс борирования, утверждают, что характер влияния углерода на скорость диффузии всех неметаллических элементов аналогичен. Авторы, в частности, считают, что функция глубина слоя-содержание углерода имеет вид прямой пропорции. Н.С. Горбунов проводит линию зависимости глубина слоя-концентрация углерода как прямую (рис. 44, а), несмотря на отклонения точек от прямой (по-видимому, автор считает эти отклонения следствием неточностей опыта). Явные следы «спрямления» носит аналогичный график и в монографии А.Н. Минкевича (рис. 44, б), хотя здесь он имеет уже не прямолинейный, а параболический характер.

Автор рассматривает причины параболического характера функции глубина слоя-концентрация углерода и приходит к выводу, что основная причина состоит в следующем. Перераспределение углерода при силицировании с диффузионным оттеснением его в глубь металла подчиняется тем же закономерностям, что и любой процесс диффузионного насыщения, т. е. представляет собой нечто вроде «внутренней цементации». При температурах выше 900 °C, обычно применяемых для силицирования, с одной стороны, весьма быстро (в течение десятков минут) полностью заканчивается рекристаллизация аустенита, и роль граничной диффузии в перераспределении углерода резко уменьшается соответственно уменьшению суммарной протяженности самих границ аустенитного зерна. С другой стороны, объемы названных границ в достаточно высокоуглеродистой стали должны быть насыщены углеродом уже до степени предела растворимости. Поэтому поскольку скорость диффузии углерода по телу зерна невелика, с повышением общей его концентрации в стали возможность оттеснения углерода в объемы, отстоящие от границы силицированного (ферритного) слоя более чем на три-четыре его глубины, практически совершенно исчезает. Легирование стали любым элементом - карбидо- и некарбидообразующим, металлическим и неметаллическим - вообще насыщает границы зерен твердого раствора (α или γ) этим элементом и соответственно снижает степень неравномерности в распределении углерода между телом зерна и его границей. Для неметаллических элементов это выражено значительно слабее, чем для металлов-карбидообразователей, однако в аустените кремний вытесняет углерод с границ в тело зерна (и, следовательно, тем больше препятствует перераспределению углерода, чем выше концентрация последнего в стали) значительно интенсивнее, чем в феррите.
Авторы, по-видимому, впервые исследовали вопрос о том, как изменяется перераспределение углерода в стали при увеличении глубины силицированного слоя (например, при увеличении температуры и продолжительности насыщения). Оказалось, что функция сохраняет качественно неизменный параболический характер, при этом максимум концентрации углерода перемещается в глубь металла соответственно перемещению границы ферритного слоя.
Авторы справедливо указывают, что к борированному слою необходимо причислять не только объемы вблизи поверхности металла, но и всю зону структурного влияния диффундирующего бора. Это утверждение, по-видимому, имеет смысл распространить и на силицирование стали, т. е. в понятие «силицированный слой» необходимо включать: слой силицидов (чаще всего α"-сверхструктуры), слой стабильного высококремнистого феррита, подслой легированного кремнием аустенита (при охлаждении превращающегося в низкоуглеродистых сталях в феррит со столбчатыми зернами, а в сталях мартенситного класса - в прослойку перлита), зону повышенного содержания оттесненного из лежащих выше кремнистых объемов углерода. Глубже этой зоны, собственно, и располагается сердцевина металла, состав и структура которого остались неизменными.
В приведенных выше данных различных авторов о влиянии углерода на глубину силицированного слоя обращают на себя внимание значительные расхождения как количественные, так и качественные. У нас не вызывает сомнений, что причины этих расхождений были чисто методическими: авторы использовали для исследований наборы сталей, в которых при переходе от марки к марке изменялось не только содержание углерода, но и плавочные характеристики, концентрация примесей и т. п. С этой точки зрения представляет интерес применение, метода образцов переменного состава, предложенного акад. С.А. Векшинским в 1944 г. и затем развитого в работе Г.В. Федорова. Метод образцов переменного состава заключается в том, что изучение влияния концентрации какого-либо элемента на процессы диффузионного насыщения производится на образце, уже предварительно подвергнутом насыщению этим элементом. Например, для изучения влияния углерода на силицирование стали цилиндр из железа Армко подвергается глубокой цементации в радиальном направлении; затем, разрезав цилиндр на плоские шайбы, производится их силицирование в направлении образующей. Так как изменение содержания углерода было уже определено ранее послойным химическим анализом, изучение микроструктуры (с определением глубины силицированных слоев) одного насыщенного образца с содержанием углерода, изменяющимся плавно в пределах от 0,07 до 1,2%, позволяет определить влияние углерода на глубину силицированного слоя с недоступной ранее точностью. Метод образцов переменного состава может применяться при изучении влияния на процессы химико-термической обработки любого легирующего элемента в том интервале его концентраций, где этот элемент не образует с насыщаемым металлом соединений фиксированного состава со скачкообразно изменяющейся концентрацией. Известно, например, что железо образует твердые растворы в широком концентрационном интервале с важнейшими легирующими элементами: Cr, Ni, Mn, V, Si (благодаря этому они и применяются для легирования стали).
Основными преимуществами описанного метода являются: высокая точность относительных результатов, обеспечиваемая проведением всех измерений на одном образце, что устраняет, например, влияние различий в содержании неизбежных примесей в различных марках сталей; весьма высокая разрешающая способность, так как для исследования предоставляется практически непрерывный набор сплавов со сколько угодно малым различием по составу. Единственным возражением против применения этого метода может быть то, что в процессе вторичного насыщения (например, силицирования) может произойти диффузионное рассасывание углерода в глубь металла, и количественные результаты измерений в некоторой степени станут менее точными. Однако основное преимущество метода - наличие непрерывного спектра сплавов плавно изменяющегося состава - при этом сохраняется. К тому же при небольшой продолжительности насыщения - 2-3 час - цементованный слой не может приниматься за сколько-нибудь мощный диффузионный источник, рассасывания углерода из него практически не происходит. В еще меньшей степени такое рассасывание угрожало бы слоям, насыщенным металлами (например, хромом). Это было нами подтверждено совпадением данных, полученных с помощью образцов переменного состава и на наборах сталей с различным содержанием углерода.
Результаты, полученные нами методом образцов переменного по углероду состава, приведены на рис. 45. Очевидно, метод силицирования не влияет на характер торможения углеродом процесса насыщения. Однако наиболее существенной особенностью полученных зависимостей является наличие на кривых «площадки»: наиболее значительное влияние на глубину диффузионного слоя углерод оказывает между 0,05 и 0,2 вес.% его содержания, при 0,6-1,2% С влияние его менее ощутимо, но также значительно, в то время как в интервале 0,2-0,5% углерод практически не влияет на глубину силицированного слоя. Специальные исследования показали, что и при насыщении стали другими неметаллическими элементами - бором и фосфором (причем независимо от того, представляет ли собой полученный слой легированную a-фазу или соединения - бориды, фосфиды или силициды),- характер влияния углерода остается качественно аналогичным, а координаты «площадки» - практически неизменными. По-видимому, причины образования «площадки» лежат не в особенностях механизма диффузии того или иного неметаллического элемента в аустените, а в самой природе этого аустенита.

По нашему мнению, полученный характер изменения глубины силицированиого слоя обусловлен особенностями перераспределения углерода при силицировании. Как указывает Зайт, «оттеснение компоненты, первоначально равномерно распределенной по образцу, диффундирующей извне компонентой, является не чем иным, как диффузией при наличии градиента активности, образовавшегося за счет проникновения третьей компоненты». Градиент активности углерода в различных железоуглеродистых сплавах различен даже при одном и том же режиме насыщения. Исходя из полученных данных, можно ожидать, что при увеличении содержания углерода в стали градиент его активности (при прочих равных условиях) изменяется не линейно, а по более сложному закону. Другой характерной особенностью перераспределения углерода при силицировании является довольно сильная концентрационная зависимость коэффициента диффузии в аустените. Диффузионная подвижность углерода в высокоуглеродистых сплавах, как известно, заметно выше, чем в низкоуглеродистых. Соотношением этих двух факторов и определяется кинетика формирования силицированного слоя на углеродистых сталях.
Насыщение поверхности углеродистой стали элементом, понижающим растворимость углерода в аустените, приводит к вытеснению углерода не только из слоя стабильного феррита, но и из довольно значительной по глубине подслойной зоны. В результате оттеснения углерода из поверхностных зон и снижения растворяющей способности аустенита подслойной зоны появляется возможность достигнуть предела растворимости углерода в нем уже тогда, когда содержание углерода в самой стали не превышает 0,5%. Пока предел растворимости углерода не достигнут, нет необходимости в отводе его в глубь металла: поскольку содержание углерода в сердцевине служит препятствием для поступления его из подеяойной зоны лишь в случае наличия такой необходимости, становится понятным, почему до 0,5% С концентрация углерода на глубину силицированного слоя не влияет. В более высокоуглеродистой стали под тонкой малоуглеродистой зоной возникает прослойка, в которой процент углерода близок к пределу растворимости. Диффузионное перемещение этой области затрудняется тем сильнее, чем более высокоуглеродистая сталь подвергается насыщению и чем, следовательно, толще эта углеродистая зона. Это вызывает довольно резкое торможение процесса насыщения.
Быстрое уменьшение глубины диффузионных слоев по мере возрастания содержания углерода в сталях низкоуглеродистых - от 0,05 до 0,2% С - можно объяснить тем, что быстрый диффузионный отвод углерода из углеродистой части подслоя затруднен не высокой его концентрацией, а, наоборот, тем, что она еще слишком низка. Углерод в этом случае, по-видимому, не диффундирует в отдаленные от слоя объемы металла, а накапливается в подслое, так как для рассасывания этого углеродистого подслоя градиент концентрации углерода еще недостаточно велик и не обеспечивает отвод углерода в глубь металла со скоростью, равной или большей скорости роста диффузионного ферритного слоя.
Влияние углерода на скорость силицирования, по-видимомому, не проявлялось бы столь резко в случае наличия возможности выделения части углерода, сосредоточенного в подслойной высокоуглеродистой зоне, в виде карбида (что имеет место, например, при борировании высокоуглеродистых сталей). При силицировании и фосфорировании это, очевидно, невозможно.
Возникновение описанной «площадки» имеет определенное практическое значение: появляется возможность, не уменьшая скорости насыщения, подвергать силицированию довольно высокоуглеродистые стали (это относится, как будет показано ниже, и к сталям легированным), обладающие повышенными механическими свойствами, т. е. сочетать химическую стойкость поверхности деталей с механической прочностью сердцевины.
Все сказанное может быть отнесено не только к силицированию сталей, но и к борированию, алитированию; фосфорированию. Применительно к насыщению стали кремнием положения, сходные с изложенными выше, высказывались известным специалистом по силицированию Э. Фитцером, показавшим, что с повышением содержания углерода в стали глубина силицированиого слоя медленно уменьшается до тех пор, пока концентрация углерода не становится предельной (достаточной для создания сплошного перлитного подслоя).
Имеющиеся в литературе сведения о влиянии содержания углерода в стали на образование пористой зоны α"-фазы состава Fe3Si в силицированном слое немногочисленны и недостаточно убедительны.
Так, по данным японских авторов, на которые ссылаются А.И. Минкевич, А.В. Смирнов и В.М. Переверзев, повышение содержания углерода в стали расширяет интервал температур беспористого силицирования и сдвигает нижнюю его границу в сторону несколько более низких температур от 1200-1220°С (при 0,15% С) до 1060-1200°C (при 1,1% С). Получение беспористого слоя связывают с завариванием или заплавлением возникающих пор при проведении силицирования вблизи температуры плавления силицированиого слоя.
По нашему мнению, получение беспористых слоев при высоких температурах силицирования связано не столько с завариванием и заплавлением пор, сколько с уменьшением вероятности их образования. Область существования α"-фазы, как было показано выше, сужается при повышении температуры и сдвигается в сторону большей концентрации кремния. Одновременно уменьшается степень упорядоченности a"-фазы. Эти факторы приводят, с одной стороны, к меньшей концентрационной зависимости коэффициента диффузии кремния в железокремнистых сплавах и, с другой - к сближению парциальных коэффициентов диффузии железа и кремния, а следовательно, к уменьшению возможности образования диффузионных пор в слое.
В связи с отсутствием растворимости углерода в Fe3Si и наличием дополнительного барьера, препятствующего проникновению углерода к поверхности образца в зону α"-фазы, в виде практически не растворяющего углерод слоя кремнистого феррита, который отделяет α"-фазу от содержащей углерод сердцевины, не следует связывать описанное выше влияние содержания углерода в стали на температурный интервал беспористого силицирования со снижением температуры плавления силицированиого слоя с увеличением концентрации углерода в стали.
По нашим данным, углерод не оказывает значительного влияния на толщину пористой зоны α"-фазы силицированиого слоя. Как было показано выше, в случае электролизного силицирования при температуре 950 °C в расплаве высокой активности (75% Na2SiO3 + 25% NaCl) пористые слои α"-фазы, мало отличающиеся по толщине, формируются на железе Армко и стали 45. При 1050 °C и времени насыщения от 0,5 до 3 час на железе Армко получены более толстые слои α"-фазы, чем на стали 45. Повышение температуры насыщения до 1100°C привело к резкому уменьшению толщины пористых зон на железе Армко и стали 45.
На рис. 26 приведены микроструктуры силицированного слоя, полученного на цементированном образце железа Армко (с переменной концентрацией углерода от 0,06 до 1,2%) в высокоуглеродистой и ферритной областях после электролизного насыщения в расплаве моносиликата натрия с 10 вес.% NaF при температуре 1000°С за 2 час. Силицированный слой состоит из пористой зоны упорядоченного твердого раствора α", расположенной на поверхности образца, и слабо развитой зоны α-твердого раствора, примыкающей к сердцевине.
Зерна α"-фазы имеют игольчатое строение и ориентированы перпендикулярно поверхности образца. Пористость зоны Fe3Si заметно изменяется по глубине слоя. Наиболее развитая область пор расположена гораздо ближе к слою α-фазы, чем к поверхности образца, как в ферритной, так и в высокоуглеродистой части цементированного образца. Толщина и строение зон α- и α"-фаз силицированного слоя при изменении концентрации углерода от 0,06 до 1,3% изменяются незначительно.
При силицировании в среде галогенидов кремния и инертного газа доэвтектоидпых сталей сердцевина образцов обогащается углеродом, так как ферритная прослойка под слоем Fe3Si вытесняет углерод в глубь образца. У заэвтектоидных сталей гетерогенная реакция образования Fe3Si опережает образование кремнистого феррита, поэтому углерод не перемещается в сердцевину от поверхности, а выделяется в виде графита в слое Fe3Si (на стали с 1,4% С). Установлено наличие карбидных выделений на границах столбчатых зерен ферритного диффузионного слоя тонкого стального образца с 0,3% С, после того как в оставшейся узкой аустенитной зоне сердцевины достигнута предельная растворимость углерода.
По данным, скорость слоеобразования Fe3Si при одинаковых условиях силицирования тормозится с повышением содержания углерода до 0,6-1,0%. При больших содержаниях углерода скорость образования слоев Fe3Si увеличивается, углерод остается в слое α"-фазы в виде графита. Слои Fe3Si на высокоуглеродистых сталях практически не имеют технического значения из-за плохой сцепляемости с сердцевиной.