Технология пайки изделий в машиностроении - Лашко С.В.
ISBN 5-217-01456-3
Скачать (прямая ссылка):
Интенсивный рост зерна наблюдается при нагреве выше температуры растворения нитридов, карбонитридов, третичного карбида: например в сталях 08кп; 30 и других — выше 950—1000 °С, а также стойких карбидов титана, ванадия, ниобия — выше 1100—1200 °С [7, 8]. Интенсивный рост зерна может способствовать снижению прочности стали, особенно при сохранении нестабильного пересыщения твердого раствора при быстром охлаждении.
При естественном старении такого раствора будут повышаться прочность и хрупкость стали. Это явление особенно выражено в сталях 08кп; 10; 30.
При охлаждении после пайки от температуры выше A1 в сталях происходит распад аустенита. Для оценки характера влияния на этот процесс состава стали и скорости охлаждения могут быть использованы соответствующие диаграммы изотермического превращения переохлажденного аустенита в паяемой стали — так называемые С-кривые.
В легированных сталях кроме железа и углерода содержатся и другие легирующие элементы, которые могут существенно
34
влиять на процессы, происходящие при нагреве и охлаждении по термическому циклу пайки. Такие элементы могут входить в твердый раствор, замещая железо, или образовывать с углеродом карбида.
Химическое сродство углерода к легирующим элементам сталей возрастает в следующем порядке: Mn, Cr, W, V, Nb, Ti. Поэтому при легировании сталей ванадием, ниобием, титаном образуются главным образом стойкие карбиды типа Ме2зС6, Me7C3 и др.
С увеличением степени химического сродства легирующих элементов к углероду возрастает температура их плавления или растворения. Такие карбиды растворяются в стали при более высокой температуре, чем цементит (Fe3C). В условиях быстрого нагрева при пайке растворение карбидов легирующих элементов может происходить с перегревом, тем большим, чем больше размер их частиц и температура растворения. К таким карбидам относятся химические стойкие карбиды титана, молибдена, кремния, вольфрама.
Росту зерна стали при высокотемпературном нагреве благоприятствует марганец; никель и кремний слабо влияют на рост зерна; элементы с высоким сродством к углероду тормозят рост зерна.
В сталях с содержанием до 0,5 % С температура пережога находится в интервале 1200—1300 °С; в сталях с содержанием более 0,5 % С температура пережога равна 1200 °С. Наступлению пережога в сталях способствуют сера и фосфор, образующие с железом относительно легкоплавкие эвтектики. Поэтому для предотвращения пережога в сталях нагрев при пайке следует вести до температуры, по крайней мере, на 100—200 °С ниже их температуры солидуса.
Очень важное значение в сталях имеет отпускная хрупкость. Под отпускной хрупкостью понимают хрупкость сталей, возникающую в них под влиянием длительного нагрева или замедленного охлаждения в интервале температур 400—600 °С после высокотемпературного отпуска. Отпускная хрупкость обнаруживается, как правило, при нормальной температуре и не вызывает изменений всех остальных механических и физических свойств стали.
Такая хрупкость обусловлена неравномерным распадом пересыщенного твердого раствора а — Fe и выделением вторичных фаз в стали, содержащей фосфор, серу, азот, водород, кислород. Хрупкость стали можно устранить после нагрева выше температуры 600 °С (без перевода стали в состояние твердого раствора) и быстрого охлаждения. Поэтому такая хрупкость получила название обратимой отпускной хрупкости. Для устранения склонности стали к отпускной обратимой хрупкости в нее иногда вводят 0,2-0,3 % Mo.
К обратимой отпускной хрупкости склонны некоторые перлитные стали, легированные хромом, никелем, марганцем. Нечувствительны к отпускной хрупкости коррозионно-стойкие и окалиностойкие
35
chipmaker. ru
стали, высоко- и среднелегированные стали ферритного и полуфер* ритного классов с большим содержанием элементов, способствующих образованию а - Fe.
Критический интервал обратимой отпускной хрупкости с увеличением времени охлаждения (охлаждение в масле при скорости охлаждения 10—30 °С/ч или многочасовой выдержке при температуре 400—500 °С) перемещается в область более низких температур.
Обратимая отпускная хрупкость возникает по всей массе изделия (детали) и не зависит от его формы и наличия в нем концентраторов напряжений, например надрезов. Хрупкое разрушение при испытании на ударную вязкость происходит по границам первичных аустенитных зерен.
С увеличением времени выдержки при температуре отпускной хрупкости или замедленном охлаждении интервал отпускной хрупкости перемещается в область более низких температур. В зависимости от этого, а также от состава стали пониженная ударная вязкость может обнаруживаться как при нормальной, так и при более высоких или более низких температурах.
Такие легирующие элементы, как хром и марганец, в чисто углеродистых и никелевых сталях способствуют сильному развитию отпускной хрупкости. Молибден способствует ее устранению. Ванадий не оказывает заметного влияния на отпускную хрупкость.
В температурном интервале 250—400 °С в ферритных сталях может развиваться необратимая отпускная хрупкость. Ее развитие не зависит от скорости охлаждения с температуры отпуска. Склонность сталей к необратимой отпускной хрупкости обычно устраняют при вакуумной плавке, при которой из стали удаляют фосфор, сурьму, олово и мышьяк, или частично специальными добавками.
