книги из ГПНТБ / Новиков, И. И. Теория термической обработки металлов учебник

Высокий отпуск на сорбит (450—650°С) широко применяют в машиностроении к изделиям из конструкционной стали, которые должны характеризоваться не только достаточной прочностью, но и хорошей сопротивляемостью ударным нагрузкам. Выдержку при высоком отпуске (обычно несколько часов) подбирают опыт­ ным путем для получения заданного комплекса свойств.

Квазиэвтектоидную сорбитную структуру можно получить нор­

носительное сужение и ударная вязкость будут значительно выше у отпущенной стали. Объясняется это тем, что твердость зависит главным образом от дисперсности феррито-цементитной смеси, а на относительное сужение и ударную вязкость сильно влияет форма цементита. В сорбите, полученном при распаде аустенита, цементит имеет форму длинных пластин, а в сорбите отпуска — форму коротких пластинок с округлыми краями или сферои­ дальную форму, обеспечивающую более высокую вязкость стали.

среднеуглеродистым сталям, содержащим от 0,35 до 0,6% С. Та­ кие стали называют улучшаемыми в отличие от малоуглероди­ стых цементуемых. При закалке создаются большие остаточные напряжения, чем при нормализации. Несмотря на это, для ответ­ ственных деталей машин, как правило, предпочитают улучшение, так как выигрыш в ударной вязкости весьма значителен. Кроме того, при высоком отпуске закалочные напряжения почти пол­ ностью снимаются.

Качество закалки сильно сказывается на свойствах стали пос­ ле высокого отпуска. Деталь при улучшении должна прокали­ ваться насквозь. В противном случае после высокого отпуска внутренние слои при одинаковой твердости будут иметь меньшую ударную вязкость, чем внешние слои, так как первые будут со­ держать пластинчатый цементит, а вторые — точечный или зерни­ стый. Если при охлаждении не было полностью подавлено выде­ ление избыточного феррита во внутренних слоях, то понижается не только ударная вязкость, но и предел прочности, твердость и особенно усталостная прочность.

Например, заготовка из стали 45 диаметром 15 мм прокали­ вается в воде насквозь, и в центре ее после высокого отпуска по­ лучается структура зернистого сорбита, характеризующаяся сле­

охлаждаются со скоростью значительно меньше критической ско­ рости закалки. При этом в центральных слоях получается струк­ тура пластического сорбита с избыточным ферритом, которая ха­ рактеризуется пониженными показателями прочности и пластич­

350

Скорость охлаждения с температуры отпуска не сказывается на механических свойствах углеродистых сталей, и если не опас­ ны термические напряжения, то можно проводить ускоренное ох­ лаждение.

Иногда закалку и отпуск совмещают в одной операции, кото­ рую называют закалкой с самоотпуском. Изделие кратковременно погружают в воду или обрызгивают водой. Поверхностный слой закаливается на мартенсит и затем отпускается за счет тепла внутренних слоев изделия. Таким способом проводят сорбитиза­ цию поверхностного слоя головки рельса, который должен сопро­ тивляться смятию и истиранию и вместе с тем иметь достаточную ударную вязкость и высокий предел выносливости, что обеспе­ чивается структурой сорбита отпуска.

2. Изменение свойств легированных сталей

Легирующие элементы, затрудняющие распад мартенсита и ■коагуляцию карбидов (см. § 47), смещают температурную грани­ цу начала интенсивного разупрочнения при отпуске с 200—300 до 450—550°С. Повышение красностойкости закаленной стали, т. е.

•способности ее сопротивляться смягчению при нагревании, — одна из основных целей легирования в производстве инструмента.

Для конструкционных легированных сталей весьма важно, что специальные карбиды выделяются при высоком отпуске в более дисперсной форме, чем цементит. Это обеспечивает повышенную вязкость, так как микропустоты (очаги разрушения) зарождают­ ся около мелких частиц специального карбида труднее, чем око­ ло более крупных частиц цементита.

Вторичное твердение

В сталях с добавками Ti, Mo, V или W при повышении темпе­ ратуры отпуска после обычного разупрочнения, вызванного рас­ падом мартенсита и коагуляцией частиц цементита, твердость возрастает (рис. 202). Это явление, обнаруживаемое после отпус­

на дислокациях, упрочняют отпущенную сталь.

Добавка хрома, задерживающего смягчение при отпуске, обу­ словливает малое вторичное твердение или совсем не вызывает его. Это связано с тем, что выделения карбида Сг7С3 быстро коа­ гулируют при 550°С в противоположность таким карбидам, как

Мо2С.

Добавки кобальта, не образующего своего карбида, усиливают вторичное твердение. Возможно, что это связано с затруднением

351

полигонизации (сохранением высокой плотности дислокаций, на„„ которых выделяются карбиды других элементов), а также с уве­ личением пресыщенности углеродом а-раствора.

Весьма интересно, что во время вторичного твердения параллельно с ростом пре­ дела текучести растет и вяз-

С увеличением времени отпуска в результате частичной коагуля­ ции специального карбида обычно снижается предел текучести при одновременном росте вязкости. Следовательно, можно подобрать оптимальное время отпуска для получения и высокой вязкости, и высокого предела текучести при вторичном твердении.

Отпускная хрупкость

Отпускная хрупкость присуща многим сталям. Сталь в состоя­ нии отпускной хрупкости характеризуется низкой ударной вязко­ стью. На других механических свойствах при комнатной темпера­ туре состояние отпускной хрупкости практически не сказывается.

На рис. 203 схематично показано влияние температуры отпус­ ка на ударную вязкость легированной стали, в сильной степени склонной к отпускной хрупкости. Во многих легированных сталях наблюдаются два температурных интервала отпускной хрупкости. При отпуске в интервале 250—4О0°С возникает необратимая, а в интервале 450—650°С— обратимая отпускная хрупкость.

Ударная вязкость закаленной стали после отпуска в интервале 250—400°С меньше, чем после отпуска при температурах ниже 250°С. Если хрупкую сталь, отпущенную при 250—400°С, нагреть выше 400°С и перевести в вязкое состояние, то повторный отпуск в интервале 250—400°С не возвращает сталь в хрупкое состоя­ ние. Скорость охлаждения с температур отпуска в интервале 250—400°С не влияет на ударную вязкость. Сталь в состоянии необратимой отпускной хрупкости имеет блестящий межкристал-

352

литный излом по границам бывших аустенитных зерен. Эта хруп­ кость свойственна в той или иной мере всем сталям, в том числе и углеродистым. Поэтому средний отпуск стали, как правило, не используют, хотя он и обеспечивает высокий предел текучести.

Причиной необратимой отпускной хрупкости считают карбидообразование при распаде мартенсита, в частности выделение карбида в виде пленки по границам зерен. Эта пленка при более высоких температурах отпуска исчезает, а при повторном нагре­ ве до 250—400°С не восстанавливается. Кремний в малолегиро­ ванных сталях, задерживая распад мартенсита, устраняет необ­ ратимую отпускную хрупкость.

Ударная вязкость многих сортов легированной стали после вы­ сокого отпуска при 450—650°С зависит от скорости охлаждения с температуры отпуска (рис. 203). При быстром охлаждении с температуры высокого отпуска (в воде или масле) повышение температуры отпуска в интервале 450—650°С приводит к нор­ мальному росту ударной вязкости (какой наблюдается у углеро­ дистой стали при любой скорости охлаждения). После медленно­ го охлаждения с температуры отпуска в интервале 450—650°С (с печью или на воздухе) ударная вязкость многих сортов легиро­ ванной стали оказывается более низкой, чем после быстрого ох­ лаждения. -Сталь в состоянии обратимой хрупкости имеет межкристаллитный излом по границам исходных аустенитных зерен.

Отпускную хрупкость, возникшую из-за медленного охлажде­ ния при высоком отпуске, можно устранить повторным высоким отпуском, но с быстрым охлаждением. Ударную вязкость можно вновь снизить, проведя новый высокий отпуск с медленным ох­ лаждением. Вследствие чередования повышения и понижения ударной вязкости при повторных нагревах с разной скоростью охлаждения отпускная хрупкость, возникающая после отпуска в интервале 450—650°С, называется обратимой.

На восприимчивость стали к отпускной хрупкости большое влияние оказывает химический состав. Углеродистая сталь во время испытаний на ударный изгиб при комнатной температуре нечувствительна к скорости охлаждения после высокого отпуска. Фосфор, сурьма, мышьяк и марганец наиболее активно вызывают отпускную хрупкость, а хром действует слабее. Хромистые стали без других добавок маловосприимчивы к отпускной хрупкости. Введение в хромистую сталь добавок марганца, кремния и нике­ ля резко повышает ее восприимчивость к отпускной хрупкости. Один никель не вызывает отпускной хрупкости, но при совмест­ ном присутствии в стали никеля и хрома или никеля и марганца отпускная хрупкость выражена особенно сильно. Молибден и вольфрам уменьшают склонность стали к отпускной хрупкости. Особенно эффективен в этом отношении молибден, полезное дей­ ствие которого проявляется уже при концентрации его 0,2%.

Так как конструкционные стали для ответственных изделий подвергают улучшению, то обратимая отпускная хрупкость явля­ ется серьезной проблемой. О причинах обратимой хрупкости су­

353

ления», согласно которой ударная вязкость падает из-за выделе­

они выделяются из него и сталь становится хрупкой. Быстрое ох­ лаждение с температуры высокого отпуска предотвращает выде­ ление фаз, понижающих хрупкую прочность. Гипотеза «растворе­ ния— выделения» объясняет обратимость отпускной хрупкости.

Применение специальных реактивов приводит к растравлива­ нию границ исходного аустенитного зерна в стали, находящейся в состоянии обратимой отпускной хрупкости. Пониженная химиче­ ская стойкость границ зерен в хрупкой стали подтверждает, что при медленном охлаждении с температуры высокого отпуска дей­ ствительно на границах зерен происходят какие-то структурные изменения. Они вызывают снижение ударной вязкости, но прак­ тически не сказываются на других механических характеристи­ ках, измеряемых при комнатной температуре. Объясняется это тем, что ударная вязкость — в высшей степени структурно чувст­ вительное свойство, особенно чувствительное к состоянию границ зерен. Л. М. Утевский утверждает, что обратимая отпускная хрупкость обусловлена не выделением новой фазы, а лишь изме­ нением состава раствора вблизи границ зерен. Так, обогащение.при­ граничных зон фосфором, снижающим работу образования межзеренных трещин, приводит к развитию отпускной хрупкости.

Практические меры борьбы с обратимой отпускной хруп­ костью— быстрое охлаждение с температуры отпуска (в воде или масле) и легирование стали молибденом или вольфрамом.

3. Изменение свойств мартенситно-стареющих сталей

354

Р а з д е л п я т ы й

ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ

ИТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКИ

Вотличие от собственно термической химико-термическая и термомеханическая обработки, кроме теплового воздействия, включают соответственно химическое и деформационное воздей­ ствия на металл. Это усложняет общую картину изменения струк­ туры и свойств при термической обработке.

Оборудование для проведения химико-термической и термоме­ ханической обработок, как правило, сложнее, чем при собственно термической обработке. Кроме обычных нагревательных устройств, оно включает, например, установки для создания контролируемой атмосферы, оборудование для пластической деформации.

Из-за специфики структурных изменений, оборудования и тех­

нологии химико-термическую и термомеханическую обработки можно считать самостоятельными научными и технологическими направлениями. Но поскольку важнейшую роль в них играет теп­ ловое воздействие на металл, то химико-термическую и термоме­ ханическую обработки относят к видам термической обработки

(см. рис. 1).

Ниже рассмотрены общие закономерности изменения структуры и свойств при химико-термической и термомеханической обработ­ ках и их разновидности.

Г л а в а X I I

ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА

§49. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ИЗМЕНЕНИЯ СОСТАВА

ИСТРУКТУРЫ ПРИ ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ

Химико-термическая обработка, сочетающая тепловое воздей­ ствие с химическим, изменяет состав и структуру в поверхност­ ных слоях, а иногда и по всему объему изделия.

Для изменения химического состава изделие нагревают в ак­ тивной среде. Во время выдержки изделие диффузионно обога­ щается элементами из внешней среды. Кроме того, химико-терми­ ческую обработку можно использовать для диффузионного уда­ ления из изделия примесей, а в отдельных случаях и основных компонентов.

Подавляющее большинство промышленных процессов химико­ термической обработки включает диффузионное обогащение по­ верхностных слоев изделий неметаллами или металлами из внеш­

356

ней активной среды, для чего используют газовые, жидкие и твердые среды. Самый известный из этих процессов — цементация (науглероживание стальных изделий в древесном угле при высо­ ких температурах) относится к числу древнейших операций тер­ мической обработки, использовавшихся задолго до н. э.

Можно выделить три одновременно идущих процесса, обеспе­

Адсорбционный процесс может включать простую физическую ад­ сорбцию, при которой моноили полиатомный адсорбционный слой на всей поверхности изделия или в ее активных участках образуется благодаря действию ван-дер-ваальсовых сил притя­ жения. Одновременно возможна и химическая адсорбция (хемо­ сорбция) с возникновением сильных химических связей между ад­

разом от развития диффузии, то при анализе химико-термической обработки основное внимание уделяется закономерностям диф­ фузии.

1. Образование однофазной диффузионной зоны

Рассмотрим процесс диффузионного проникновения элемента с поверхности в глубь изделия. В любой точке диффузионной зо­ ны на расстоянии х от поверхности ^ ( изделия концентрация твердого раствора С изменяется во времени т в соответствии со вторым законом Фика:

357

ничные условия. В нашем случае можно использовать решение для диффузии в полубесконечное пространство с постоянной кон­ центрацией на поверхности (рис. 205). В точке на расстоянии х от поверхности изделия концентрация С(х, т) зависит от концент­ рации на этой поверхности Сп, исходной концентрации в объеме Со, коэффициента диффузии D и времени выдержки т от начала процесса:

справочной таблице*. Значения erf (г) для некоторых значений г**

С увеличением времени выдержки диффузионная зона расши­ ряется, а содержание диффундирующего элемента в ней возраста­ ет (см. рис. 205). Площадь под кривой распределения концентра­ ции элемента по сечению изделия характеризует общее количество элемента в диффузионной зоне при данном времени выдержки.

на котором уменьшение концентрации составляет половину макси-

*erf — сокращенно от англ, error (ошибка) и function.

358

л; ’/г- Отсюда х0,ь= У Dx.

Если в качестве показателя глубины проникновения диффунди­ рующего элемента выбрать расстояние х от поверхности до точки

где К — константа.

Таким образом, глубина диффузионной зоны изменяется пропор­ ционально корню квадратному из времени выдержки при постоян­ ной температуре. Чтобы увеличить глубину диффузионной зоны, например, втрое, время выдержки следует увеличить в девять раз.

На рис. 206 представлены расчетные кривые распределения уг­ лерода в диффузионной зоне стального изделия для трех времен выдержки при постоянной температуре. Видно, что с увеличением

продолжительности науглероживания нарастание концентрации углерода в любой точке диффузионной зоны идет с затуханием.

В реальных процессах химико-термической обработки парабо­ лический закон роста диффузионной зоны, описываемый формулой (41), может нарушаться из-за непостоянства концентрации на по­ верхности изделия (например, при большой активности окружаю­ щей среды концентрация Сп может возрастать).

Зависимость глубины однофазной диффузионной зоны от тем­ пературы, как показывают опыты, является экспоненциальной или близкой к экспоненциальной. Этого и следовало ожидать, учиты­ вая, что коэффициент диффузии, входящий в формулу (41), сам экспоненциально растет с повышением температуры [см. формулу

359