лей возрастает в следующем порядке: Мп, Cr, W, V, Nb, Ті. Поэто­му при легировании сталей ванадием, ниобием, титаном образуются главным образом стойкие карбиды типа Ме2зСв, МЄ7С3 и др. На рис. 9 приведены данные, характеризующие влияние легирующих элементов на температуру мартенситного превращения сталей и количество остаточного аустенита при изотермическом охлажде­нии [18].

С увеличением степени химического сродства легирующих эле­ментов к углероду возрастает температура их плавления или раст­ворения. Поэтому следует ожидать, что более стойкие карбиды растворяются в стали при более высокой температуре, чем цемен­тит. В условиях быстрого нагрева при пайке растворение карбидов легирующих элементов может происходить с перегревом, тем боль­шим, чем больше размеры их частиц и температура растворения. К таким карбидам относятся химически стойкие карбиды титана, молибдена, кремния, вольфрама.

Росту зерна стали нрн высокотемпературном нагреве благо­приятствует марганец; никель н кремний слабо влияют на рост зерна; элементы с высоким химическим 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 н сталях нагрев при пайке следует вести, по крайней мере, на 100—200 °С ниже температуры их 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 20 °С или близких к ней температурах н не вызывает изменений всех остальных механических н физических свойств ста­ли [15, 20, 21].

Такая хрупкость обусловлена неравномерным распадом пере­сыщенного твердого раствора a-Fe н выделением вторичных фаз в стали, содержащей фосфор, серу, азот, водород, кислород Хруп­кость стали можно устранить после нагрева выше 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% Мо.

К обратимой отпускной хрупкости склонны некоторые перлит­ные стали, например ЗОХ, 40Х, 35ХГ, 30ХН4, 35ХН, 35ХГН и др. Нечувствительны к отпускной хрупкости нержавеющие и окалино­стойкие стали, высоко - и среднелегнрованные стали ферритного и полуферрнтного класса с большим содержанием элементов, способ­ствующих образованию a-Fe.

Критический интервал обратимой отпускной хрупкости с уве­личением времени охлаждения (охлаждение в масле при скоростях охлаждения 10—30°С/ч или многочасовой выдержке при темпера­туре 400—500°С) перемещается в область более низких темпе - оатур.

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 комнатной, так и при более высоких или более низких температурах.

Различают три типа взаимного расположения кривых зависи­мости ударной вязкости стали от температуры испытания (рис. 10): а — когда повышенная хрупкость проявляется относительно сла­бо— интервал 0—100 °С; б — когда повышенная хрупкость стали проявляется сильно — интервал от —100 до 100 °С; в — когда по­вышенная хрупкость проявляется весьма сильно — интервал от —60 до 150 °С. Тип а расположения кривых зависимости ударной вяз­кости от температуры испытания характерен для углеродистой, ни­келевой и хромомолибденовой сталей; тип б — для хромоникель- молибденовых сталей; тип в — для хромистых, марганцовистых, хро-
надий 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 [20].

В табл. 4 приведены данные о критических точках некоторых конструкционных сталей, а кри­тические температурные области нержавеющих сталей — в табл. 5.

Рве. 10. Схема изменения интервала температур пониженной ударной вяз­кости вн сталей в зависимости от температуры испытания; t — после нор­мальной термической обработки на вы­сокую вязкость; 2 — закалка+выдержка при температурах отпускной хрупкости 400—БОО'С (В. А. Михеев-Мнхайлов)

Температурный интервал резкого снижения предела текучести у конструкционных сталей 450—500 °С, у аустенитных хромоннке - левых >500 °С, у жаропрочных деформируемых сталей >700 °С.

В настоящее время имеется лишь ограниченное число данных о влиянии режима охлаждения при пайке на свойства паяемых ма­териалов, на процесс роста зерна, развитие отпускной хрупкости. Поэтому прн разработке термического цикла пайки необходимы такие исследования с учетом ТЦП конкретного изделия.