Технология ТО / 3_ЗАКАЛКА
.docxСл.1. ЗАКАЛКА
Сл.2. Углеродистые и легированные стали подвергают закалке для получения мартенситной структуры. Для этого необходимо нагреть изделие до аустенитного состояния, а затем после некоторой выдержки охладить со скоростью, превышающей верхнюю критическую скорость закалки VВK3, чтобы подавить распад переохлажденного аустенита при температурах диффузионного и промежуточного превращений. Такая обработка является разновидностью закалки на метастабильную структуру. В структуре закаленной стали, кроме основной структурной составляющей – мартенсита, всегда имеется некоторое количество остаточного аустенита, а также могут присутствовать карбидные частицы, не растворившиеся при аустенитизации или выделившиеся в процессе самоотпуска.
Сл.3. Важнейшая особенность закалки на мартенсит состоит в упрочнении стали. Мартенситная структура обеспечивает существенно больший уровень прочности, чем продукты промежуточного и тем более диффузионного превращений. Для низколегированных сталей эту зависимость иллюстрирует рис. 13.1. Способность стали повышать твердость в результате закалки называют закаливаемостью.
Рис. 13.1. Влияние температуры превращения переохлажденного аустенита на прочность малоуглеродистых сталей (Ф. Б. Пикеринг).
1 – мартенсит; 2 – бейнит; 3 – феррит + перлит
При осуществлении закалки скорость охлаждения уменьшается от поверхностных слоев изделия к центральным. На некотором расстоянии от поверхности она может оказаться ниже VВКЗ и даже VHK3, что приводит к уменьшению количества мартенсита или к его полному исчезновению. В этом случае закалка будет осуществлена лишь в поверхностных слоях изделия, твердость которых выше, чем твердость сердцевины изделия. Поэтому другой характеристикой закаленной стали является прокаливаемость, под которой понимают толщину закаленной зоны.
При проведении закалки, как правило, возникают высокие внутренние напряжения. В них основная причина коробления изделий и образования трещин. В связи с этим снижение закалочных напряжений, получение более благоприятного их распределения по объему изделия является важной проблемой закалки.
Сл.4. СВОЙСТВА СТАЛЕЙ, ЗАКАЛЕННЫХ НА МАРТЕНСИТ
Сильное упрочнение стали при закалке обусловлено тем, что мартенсит, основная структурная составляющая закаленной стали, обладает высоким сопротивлением пластической деформации. Этот эффект – результат действия нескольких факторов.
1) наличия углерода в твердом растворе;
2) большого число различного рода границ и субграниц;
3) высокой плотности дислокаций;
4) образования на дислокациях и элементах субструктуры мартенсита атмосфер атомов углерода;
5) выделения дисперсных карбидов в результате самоотпуска мартенсита.
1) Важную роль в упрочнении мартенсита играет углерод. Твердость мартенсита тем больше, чем выше содержание в нем углерода (рис. 13.2). Находясь в твердом растворе, атомы углерода вызывают тетрагональные искажения в решетке ОЦК. Взаимодействие полей напряжений вокруг атомов углерода с полями напряжений дислокаций затрудняет движение последних. Этот фактор – основная причина высокой прочности мартенсита углеродистых сталей.
Рис.13.2. Твердость закаленной стали (1) и мартенсита (2) в зависимости от содержания углерода. Нагрев эвтектоидных сталей осуществлялся выше Аcm.
Напряжение течения мартенсита с повышением в нем концентрации углерода, согласно расчетам по разным моделям, растет или линейно, или пропорционально √%C. Было показано, что зависимость предела текучести закаленных сплавов Fe–21%Ni–С от концентрации углерода при -196 °С имеет вид
σт = 480 + 1330 √%C (13.1)
При закалке сталь охлаждали до -196 °С и при этой же температуре проводили испытания на растяжение, что позволяло исключить процессы образования атмосфер углерода около дислокаций.
2) Прочность мартенсита связана с размерами его кристаллов и внутренней тонкой структурой. Границы между кристаллами играют роль барьеров при движении дислокаций. На прочность сталей с пакетным мартенситом влияет размер как пакетов, так и реек. Прочностные характеристики связаны с размером пакета соотношением, подобным соотношению Холла–Петча. Напомним, что размер пакета коррелирует с размером зерна аустенита. Измельчение аустенитного зерна приводит к уменьшению размеров пакета и вызывает повышение прочностных свойств. Характер зависимости предела текучести стали с 0,2% С от размеров аустенитного зерна и пакета мартенсита показан на рис. 13.3. В высокоуглеродистых сталях с пластинчатым мартенситом прочность зависит от размеров его кристаллов.
Рис. 13.3. Зависимость предела текучести закаленной стали с 0,2%С от среднего размера пакета мартенсита D.
3) Упрочнению мартенсита способствует высокая плотность дислокаций в его кристаллах, особенно в рейках пакетного мартенсита. В кристаллах пластинчатого мартенсита препятствуют движению дислокаций также границы микродвойников.
О влиянии плотности дислокаций и субструктуры на прочность мартенсита можно судить по следующим данным. По сравнению со структурой, полученной при отжиге, твердость чистого железа в результате мартенситного превращения возрастает с 50...60 HV до 200...250 HV, а предел прочности с 200...300 до 900... 1000 МПа. Для средне- и высокоуглеродистых сталей этот механизм упрочнения менее существен, чем упрочнение атомами углерода.
Сл.5. 4) Важным фактором, обеспечивающим высокое сопротивление пластической деформации мартенсита, является закрепление дислокаций и элементов субструктуры в результате образования на них атмосфер атомов углерода. О значительном вкладе этих процессов в упрочнение Fe–Ni–С сталей свидетельствуют следующие данные. Исследованные сплавы, имеющие точку Мн около -35 °С, охлаждали при закалке до -196 °С, а затем отогревали до разных температур. Интенсивное взаимодействие атомов углерода с дислокациями мартенсита при температурах выше -60° С приводило к дополнительному росту твердости закаленных никелевых сталей с содержанием углерода 0.23...0.82 % (рис. 13.4).
5) Охлаждение в мартенситном интервале при закалке может сопровождаться самоотпуском мартенсита. Образующиеся при этом дисперсные карбиды также вносят определенный вклад в упрочнение мартенсита. При этом происходит уменьшение содержания углерода в твердом растворе (мартенсите), что действует в противоположном направлении. Благоприятные условия для частичного распада пересыщенного твердого раствора во время охлаждения создаются в низкоуглеродистых сталях с пакетным мартенситом, имеющих высокую точку Мн (более 300 °С). В сталях с пластинчатым мартенситом распад во время закалки из-за низкой точки Мн обычно менее существен.
Таким образом, можно еще раз отметить основные причины высокого сопротивления пластической деформации мартенсита углеродистых сталей:
наличие углерода в твердом растворе;
большое число различного рода границ и субграниц;
высокая плотность дислокаций;
образование на дислокациях и элементах субструктуры мартенсита атмосфер атомов углерода;
выделение дисперсных карбидов в результате самоотпуска мартенсита.
Сл.6. Прочность закаленных сталей зависит не только от прочности мартенсита, но и от присутствия в структуре остаточного аустенита. Повышенное количество этой мягкой структурной составляющей отрицательно сказывается на упрочнении при закалке. Для нелегированных сталей такой эффект становится заметным при содержании углерода более 0,7%.
При закалке углеродистых сталей наряду с повышением сопротивления пластической деформации происходит снижение пластичности и сопротивления хрупкому разрушению. Основная причина резкого охрупчивания– малая подвижность дислокаций мартенсита. Низкая подвижность дислокаций не обеспечивает релаксации локальных напряжений у вершины трещины.
Чем выше содержание углерода в мартенсите, тем ниже пластичность и сопротивление хрупкому разрушению. Испытания на растяжение закаленных сталей надежны только при сравнительно невысоком содержании углерода (до 0,3 %). Высокоуглеродистые стали в закаленном состоянии обладают практически нулевой пластичностью; при приложении растягивающих напряжений их разрушение происходит хрупко до достижения предела текучести. В то же время безуглеродистые стали, у которых торможение движения дислокаций обусловлено в основном границами мартенситных кристаллов и их субструктурой, обладают после закалки достаточно высокими пластичностью и вязкостью.
Сл.7. Характер разрушения закаленных углеродистых сталей зависит от содержания в них углерода. Закаленные малоуглеродистые стали в случае динамического нагружения при комнатной температуре претерпевают смешанное транскристаллитное разрушение, осуществляемое как вязко, так и квазисколом. В закаленных сталях с повышенным содержанием углерода (более 0,3...0,4 %) разрушение протекает преимущественно квазисколом (рис. 13.5). Одновременно в изломах могут появляться участки хрупкого интеркристаллитного разрушения. С увеличением содержания углерода склонность к интеркристаллитному разрушению возрастает. Но особенно сильно она повышается при укрупнении зерна аустенита.
Рис. 13.5. Характерный вид разрушения закаленной стали при динамическом нагружении при 20 °С (Д. П. Родионов), х1000
Если закаленная сталь имеет структуру пакетного мартенсита, то размер фасеток квазискола в изломе, как правило, соответствует размеру пакетов.
Появление в изломах закаленных сталей участков хрупкого интеркристаллитного разрушения, по-видимому, обусловлено наличием на границах аустенитного зерна повышенной концентрации примесных атомов, ослабляющих межзеренное сцепление. В условиях высокой прочности матрицы образование даже небольших межзеренных сегрегаций примесей может облегчить интеркристаллитное развитие трещин.
Сл.8. Для закаленных на мартенсит сталей характерно так называемое замедленное разрушение,при котором развитие трещины может протекать достаточно длительное время. Основная особенность этого явления заключается в том, что оно происходит при комнатной температуре под воздействием статических напряжений, значительно меньших величины кратковременной прочности. Развитие замедленности разрушения вызывают не только внешние силы, но и остаточные внутренние напряжения. Его результатом может явиться растрескивание закаленных изделий в процессе их вылеживания перед отпуском.
Типичная кривая замедленного разрушения закаленной стали приведена на рис. 13.7. Можно видеть, что с понижением уровня напряжений время до разрушения возрастает; при этом существует пороговое напряжение, ниже которого разрушение закаленной стали не происходит.
Рис. 13.7. Замедленное разрушение закаленной стали 38ХС
Другим характерным признаком замедленного разрушения является макрохрупкий излом изделия. При приложении нагрузки появление трещин на поверхности изделия наблюдается после некоторого инкубационного периода. Сначала происходит их медленное подрастание. Затем при достижении критического размера одной из трещин изделие быстро доламывается.
На стадии докритического роста трещин обычно преобладает хрупкое разрушение по границам аустенитного зерна.
При доломе развитие трещин может происходить как по границам, так и по телу аустенитных зерен. Соответственно в зоне долома наряду с фасетками хрупкого интеркристаллитного разрушения наблюдаются фасетки квазискола (рис. 13.8).
Рис. 13.8. Характерный вид изломов закаленной стали 38ХС при замедленном разрушении. а – место начала трещины. х500; б – зона долома, х750
Вследствие высокой хрупкости и больших внутренних напряжений углеродистые стали в закаленном состоянии не используются. В качестве заключительной операции всегда производится отпуск.
Сл.9. ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛЕЙ
Как сказано выше, под прокаливаемостью понимают толщину закаленной зоны. Рассмотрим, как изменяется эта характеристика для двух цилиндрических образцов одинаковых размеров из разных сталей, характеризующихся различной верхней критической скоростью закалки VВK3. При их охлаждении после аустенитизации скорость охлаждения VОХЛ по сечению меняется так, как показано на рис. 13:9. Тогда в первом образце, имеющем более высокуюVВK3 (рис. 13.9, а), полностью мартенситная структура сформируется лишь в поверхностном слое I, для которого VОХЛ больше VВКЗ, т. е. прокаливаемость окажется неполной. В тех объемах образца (слой II), где VOXJI меньше VВКЗ, но больше VHK3, часть переохлажденного аустенита распадается с образованием продуктов диффузионного и промежуточного превращений.
13 9 Схема, показывающая прокаливаемость цилиндрических образцов из сталей, имеющих высокую (а) и низкую (б) верхние критические скорости закалки.
В центральной части образца (зона III), в которой VОХЛ меньшеVHK3, возникает только феррито-карбидная структура. Во втором образце с малой VBK3 (рис. 13.9 б) достигается сквозная прокаливаемость, так как VОХЛ превышает VВКЗ по всему сечению цилиндра. Полную прокаливаемость можно получить и на первом образце, если охлаждение интенсифицировать так, чтобы VOXJI в центре стала больше, чем VВКЗ. Таким образом, величина прокаливаемости определяется скоростью охлаждения и верхней критической скоростью закалки, зависящей от устойчивости переохлажденного аустенита.
Сл.10. При сквозной прокаливаемости свойства стали непосредственно после закалки достаточно однородны по сечению изделия. Эта закономерность сохраняется и после окончательного отпуска. При неполной прокаливаемости в закаленном состоянии твердость снижается от поверхностных закаленных слоев к центру изделия. Наиболее низкую твердость центральные слои имеют тогда, когда при охлаждении в них образуются только продукты диффузионного превращения переохлажденного аустенита. Высокий отпуск может значительно уменьшить различия в твердости и пределе прочности по сечению изделия с неполной прокаливаемостью.
Однако предел текучести, пластичность и ударная вязкость в центральных слоях будут ниже, чем в поверхностном закаленном слое. Это обусловлено разным характером феррито-карбидной структуры. Высокий отпуск приводит к формированию в поверхностном закаленном слое сорбита отпуска, состоящего из феррита, имеющего субзеренное строение, и карбидных частиц зернистой формы, относительно равномерно распределенных в матрице. В сердцевине изделия, где в процессе охлаждения распад переохлажденного аустенита прошел по диффузионному механизму, высокий отпуск обычно не вызывает глубоких изменений структуры: сохраняется пластинчатая форма карбидов и практически не изменяется строение участков избыточного феррита, если они возникли при охлаждении во время закалки.
В связи со сказанным, при закалке изделий ответственного назначения, которые должны обладать высокими и однородными механическими свойствами по всему сечению, стремятся иметь полную прокаливаемость.
Сл.11. Увеличение прокаливаемости изделия данных размеров может быть достигнуто путем повышения скорости охлаждения. Однако увеличение скорости охлаждения приводит к росту внутренних напряжений, что в свою очередь может вызвать появление закалочных дефектов (коробления, закалочных трещин и т. д.).
Наиболее эффективный путь увеличения прокаливаемости – уменьшение верхней критической скорости закалки. Последняя определяется устойчивостью переохлажденного аустенита. Величина VВКЗ углеродистых сталей зависит от устойчивости переохлажденного аустенита при температурах диффузионного превращения. У легированных сталей наименьшая устойчивость переохлажденного аустенита зависит от химического состава и может наблюдаться в температурных областях как диффузионного, так и промежуточного превращений (см. рис. 7.10). Если VBK3 определяется устойчивостью переохлажденного аустенита при температурах диффузионного превращения, то прокаливаемость называется перлитной, а если при температурах промежуточного превращения –бейнитной. Соответственно различают стали с перлитной и бейнитной прокаливаемостью.
Ст.12. Все факторы, увеличивающие устойчивость переохлажденного аустенита, повышают и прокаливаемость сталей. Особенно сильно на прокаливаемость влияет химический состав аустенита. Углеродистые стали характеризуются малой устойчивостью переохлажденного аустенита и, следовательно, высокой VВКЗ и поэтому имеют небольшую прокаливаемость, которая зависит от содержания в них углерода. Наибольшей устойчивостью переохлажденного аустенита и прокаливаемостью обладают стали, близкие к эвтектоидному составу. Прокаливаемость доэвтектоидных сталей с уменьшением содержания углерода снижается, что связано с ускорением диффузионного превращения.
Прокаливаемость заэвтектоидных сталей тем меньше, чем больше в них углерода. При закалке любых углеродистых сталей в воде сквозную прокаливаемость удается получить в сечениях не более 10... 15 мм.
Сл.13. Значительное увеличение устойчивости переохлажденного аустенита и прокаливаемости достигается путем легирования стали. Все легирующие элементы, за исключением Co, повышают устойчивость переохлажденного аустенита и соответственно прокаливаемость. Такое их влияние наблюдается, когда они находятся в аустените. Если элементы образуют карбиды, не растворяющиеся при нагреве под закалку, то устойчивость переохлажденного аустенита и прокаливаемость могут уменьшиться.
Особенно эффективно увеличивает прокаливаемость комплексное легирование хромом, никелем, марганцем и молибденом. Прокаливаемость доэвтектоидных сталей, у которых минимальная устойчивость переохлажденного аустенита определяется скоростью выделения избыточного феррита, существенно возрастает при малых приемках бора. Бейнитная прокаливаемость легированных сталей заметно растет при увеличении содержания углерода.
Измельчение аустенитного зерна приводит к ускорению диффузионного превращения и уменьшает перлитную прокаливаемость. Такое же влияние оказывают неметаллические включения, если они являются зародышевыми центрами при диффузионном распаде переохлажденного аустенита.
Сл.14. Глубину закаленного слоя можно определить достаточно просто, хотя и весьма приблизительно, по излому или макрошлифу. Образец или изделие ломают и визуально изучают поверхность излома. Закаленный слой разрушается хрупко и имеет фарфоровидный излом. Разрушение непрокаленной сердцевины происходит вязко с образованием волокнистого излома. На макрошлифе закаленная и непрокаленная зоны травятся по-разному.
Наиболее широко для оценки глубины прокаливаемости используется измерение твердости. Но таким способом трудно определить границу чисто мартенситной зоны. Присутствие в структуре кроме мартенсита 5–10 % продуктов диффузионного превращения переохлажденного аустенита почти не снижает твердости. Резкое изменение твердости наблюдается при образовании более значительных количеств немартенситных продуктов распада. В связи с этим М. Гроссманом было предложено за глубину прокаливаемости условно принимать расстояние от поверхности до полумартенситной зоны, содержащей 50 % мартенсита и 50 % троостита. Недостаток рассматриваемого способа оценки глубины прокаливаемости заключается в том, что допускается наличие в закаленном слое немартенситных продуктов распада. А, как известно, даже относительно небольшое их количество может отрицательно повлиять на свойства закаленной стали после высокого отпуска. В то же время этот способ удобен для сравнения прокаливаемости сталей.
Чем выше содержание углерода в стали, тем больше твердость полумартенситной зоны. Эту зависимость в сопоставлении с твердостью закаленных сталей, содержащих более 50% мартенсита, иллюстрирует рис. 13.10.
Рис. 13.10. Влияние содержания углерода на твердость закаленной стали, имеющей в структуре 99,9 (1), 95 (2), 90 (3), 80 (4) и 50 % (5) мартенсита
Сл.15. Для характеристики прокаливаемости пользуются также понятием критического диаметра DKР, под которым понимают максимальный диаметр цилиндра, закаливающегося насквозь в данном охладителе. Пусть цилиндры, изготовленные из одной стали и имеющие различные диаметры, закалены в воде. Предположим, что цилиндры 1–3 закалились насквозь, а в цилиндре 4 сердцевина осталась непрокаленной (рис. 13.11). В этом случае критический диаметр (DBKp) будет больше, чем диаметр цилиндра 3, но меньше диаметра цилиндра 4.
Рис 13.11. Схема влияния размеров цилиндрических образцов на прокаливаемость. Заштрихованная зона – закаленный слой, светлая зона – непрокаленный слой.
Диаметр образцов, мм: 1 – 25; 2 – 37,5; 3 – 50; 4 – 62,5; 5 – 75; 6 – 100
Очевидно, что если закалку осуществить в среде с меньшей охлаждающей способностью, например в масле, то критический диаметр уменьшится (DMKp<DВKp). Следовательно, при прочих равных условиях каждой охлаждающей среде соответствует определенный критический диаметр для данной стали.
Сл.16. Чтобы исключить влияние охлаждающей среды на прокаливаемость, используют понятие идеального критического диаметра D∞. Под ним понимают максимальный диаметр цилиндра, который закаливается насквозь в «идеальной» жидкости. Считается, что при погружении образца в такую жидкость его поверхность мгновенно принимает температуру жидкости и теплоотвод от поверхности происходит с бесконечно большой скоростью.
Рассмотрим наиболее распространенные методы оценки прока ливаемости.
Сл.17. Метод пробной закалки образцов. Закалке подвергают цилиндрические образцы, длина которых не менее чем в четыре раза больше диаметра, что позволяет не учитывать их охлаждение со стороны торцов. Затем из средней части цилиндра вырезают перпендикулярно его оси пластину (темплет), на которой измеряют твердость вдоль диаметра. По полученным данным строят кривые распределения твердости по сечению образца (рис. 13.12). Нанеся на эти кривые горизонтальную линию, соответствующую твердости полумартенситной зоны, определяют диаметр непрокалившейся сердцевины образца DH. О прокаливаемости можно судить по протяженности полумартенситной зоны h или по отношению DН/D, где D– диаметр образца (см. рис. 13.12).
Рис. 13.12. Изменение твердости по сечению цилиндрических образцов стали с 0,4% С после закалки в воде (а) и схема определения показателей прокаливаемости (б).
HRCПМ – твердость полумартенситной зоны
Данные, полученные на нескольких образцах, позволяют найти идеальный критический диаметр D∞, критический диаметр DKp для конкретной закалочной среды, а также оценить охлаждающую способность последней. Для этой цели разработаны различные методики.
Сл.18. Метод торцевой закалки образцов (метод Джомини). Цилиндрический образец определенных размеров подвергают аустенитизации и помещают в специальную установку, в которой он охлаждается с торца струей воды под определенным напором (рис. 13.15). После охлаждения на цилиндрической поверхности образца сошлифовывают две диаметрально противоположные площадки вдоль оси. На одной из площадок замеряют твердость на различном удалении от охлаждавшегося торца и строят кривую прокаливаемости в координатах «твердость–расстояние от охлаждаемого торца».
Рис. 13.15. Схема торцевой закалки (а) и изменение твердости по длине образца (б) из стали с 0,5 % С и 3 % Ni
По мере удаления от торца скорость охлаждения непрерывно снижается. Там, где она становится ниже VВКЗ, образуются немартенситные продукты распада переохлажденного аустенита и твердость начинает резко уменьшаться. Чем меньше прокаливаемость стали, тем ближе к торцу наблюдается снижение твердости. За меру прокаливаемости часто принимают расстояние от охлаждаемого торца до участка с твердостью, соответствующей полумартенситной зоне.
Сл.19. УСЛОВИЯ ПРОВЕДЕНИЯ ЗАКАЛКИ
Нагрев под закалку. В большинстве случаев нагрев под закалку осуществляется с максимально возможной скоростью. Чаще всего он производится посадкой изделий в печь, разогретую до заданной температуры закалки, или путем индукционного нагрева. Изделия из высоколегированных сталей, имеющих низкую теплопроводность и повышенную склонность к трещинообразованию, в целях уменьшения внутренних напряжений нагревают по ступенчатому режиму. Если при закалке изделие полностью нагревают до заданной температуры, то закалка называется объемной. В том случае, когда до температур, превышающих Ас3, нагреваются только поверхностные слои изделия, закалку называют поверхностной или, в зависимости от способа нагрева, индукционной, лазерной и т. д.
Сл.20. Температура нагрева под закалку зависит от содержания углерода и характера легирования стали. Доэвтектоидные углеродистые стали нагревают до температур на 30...50 °С выше точки Ас3 (рис. 13.18).