Материаловедение / 23

Величина зерна определяется в соответствии с ГОСТ 5939-82 путем сравнения микроструктуры стали при увеличении в 100 раз с эталонными шкалами и оценивается в баллах. Балл зерна прямо про­порционален числу зерен, приходящихся на 1 мм микрошлифа, и об­ратно пропорционален среднему диаметру зерна. Стали с зерном от первого до пятого балла относятся к крупнозернистым, от 6 до 15 -к мелкозернистым.

Величина зерна не оказывает большого влияния на предел прочности при разрыве и твердость, но с увеличением размеров зерна снижается ударная вязкость и работа распространения трещин. Чем крупнее зерно, тем более склонна сталь к закалочным трещинам и де­формациям. Все это следует учитывать при выборе режимов термиче­ской обработки.

5.3. Структурные превращения в стали при охлаждении

При изучении диаграммы состояния железо-цементит мы рас­смотрели фазовые превращения аустенита при температурах ниже линий А_г3, А_г1, А_ст при медленном естественном охлаждении. В случае увеличения степени переохлаждения механизм и кинетика фазовых превращений изменяются.

Для описания кинетики превращения переохлажденного аусте-нита используют экспериментально построенные диаграммы время-температура - степень изотермического превращения аустенита (рис. 5.2). Кривая 1 характеризует начало распада аустенита, кривая 2 -окончание распада. Линии М_н и М_к соответственно температуры на­чала и конца мартенситных превращений.

Область инкубационного периода, расположенная левее кривой начала распада аустенита, с увеличением степени переохлаждения сначала резко уменьшается до минимума, а затем опять увеличивает­ся. В зоне наименьшей устойчивости аустенита скорость превраще­ния очень велика, а сам период составляет для углеродистых сталей 1.. .1,5 с. Увеличение инкубационного периода при более низких тем­пературах вызвано снижением скорости образования и роста новых фаз вследствие замедления процесса диффузии.

В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области превращения: перлитную, мартенсит-ную и промежуточную (бейнитную). Свойства и строение продуктов превращения аустенита зависят от температуры, при которой проис­ходит распад.

Распад аустенита на ферритно-цементитную смесь начинается с образования по границам зерен более богатого углеродом цементи­та. Соседние с образовавшимся цементитом области обедняются уг­леродом и испытывают полиморфное превращение y — a, образуя феррит. Рост пластинок феррита приводит к обогащению соседних областей углеродом, что приводит к зарождению новых пластинок цементита и т. д. Происходит рост феррито-цементитных колоний.

В области высоких температур, т. е. при малых степенях переох­лаждения, получается достаточно грубая механическая смесь феррита и цементита, называемая перлитом, с твердостью 1800.2500 НВ. Перлит имеет пластинчатое строение с межпластинчатым расстояни­ем 5 = 0,6.. .1 мкм (рис. 5.3).

При больших степенях переохлаждения в результате образова­ния большого количества зародышей дисперсность структуры возрас­тает и твердость увеличивается. Этот вид структуры называется сор­битом, твердость которого 2500.3500 НВ и 5 = 0,25.0,3 мкм. При еще большем переохлаждении образуется троостит - еще более мелкая структура, у которой межпластинчатое расстояние составляет 0,1...0,15 мкм и твердость 3500...4500 НВ.

Пластинчатые структуры эвтектоидного типа часто определяют как грубо-, средне-, тонкодисперсный перлит. Все они образуются при диффузионном распаде переохлажденного аустенита. Однако в отличие от эвтектоида (перлита) сорбит и троостит не являются рав­новесными структурами в сталях, не соответствуют эвтектоидному составу и называются квазиэвтектоидами.

а) б) в)

При изотермическом превращении аустенита в доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях характерно выделение избыточных фаз в ин­тервалах между линией А_г1 и линиями А_г3 и А_ст. В доэвтектоидных сталях выделяется феррит, а в заэвтектоидных - вторичный цементит. На диаграмме изотермического распада появляются дополнительные кривые (рис. 5.4).

При переохлаждении равном или ниже точки мартенситных превращений Мн диффузионные процессы полностью подавляются и образование ферритно-цементитной структуры становится невоз­можным. В этом случае образуется структура, представляющая собой перенасыщенный твердый раствор внедрения углерода в a-Fe, назы­ваемый мартенситом с твердостью до 8000 НВ. В отличие от пер­литных превращений мартенситные превращения в изотермических условиях не происходят и при прекращении понижения температуры останавливаются. Количество образовавшегося мартенсита определя­ется по мартенситной кривой. При обычных условиях в a-Fe раство­ряется до 0,006 % С, а в мартенсите его столько, сколько было в ау-стените. Положение точек начала и конца мартенситных превращений не зависит от скорости охлаждения, а обусловлено хи­мическим составом стали. Чем больше в аустените углерода, тем ни­же температуры М_н и М_к (рис. 5.5). Вследствие перенасыщенности уг­леродом решетка мартенсита сильно искажена и вместо кубической она приобретает тетрагональную форму. Пластины мартенсита растут до границы аустенитного зерна, либо до имеющегося на пути дефек­та. На шлифе мартенсит имеет игольчатую форму. Размеры иголок зависят от размера аустенитного зерна.

а) б)

Рис. 5.5. Влияние содержания углерода (а) и легирующих компонентов (б) на температуру мартенситных точек М_н и М_к

Все легирующие элементы, за исключением кобальта и алюминия, понижают точки начала и конца мартенситных превращений. В зависи­мости от температуры Мк для многих сталей при охлаждении до ком­натной температуры эти превращения до конца не происходят и остает­ся в системе еще остаточный аустенит. Мартенсит имеет больший удельный объем по сравнению с другими структурными составляющи­ми, что является одной из основных причин возникновения при закалке высоких внутренних напряжений, вызывающих деформацию изделий и даже появление трещин. В зависимости от содержания углерода удель­ный объем аустенита составляет 0,122...0,125 см /г, а мартенсита -0,127.0,131 см /г. С увеличением удельного объема и скорости охлаж­дения увеличивается уровень внутренних напряжений, что приводит к увеличению плотности дислокаций, а соответственно, увеличению прочности и снижению пластичности.

В области температур между перлитными и мартенситными превращениями происходят бейнитные превращения. Бейнит пред­ставляет собой структуру, состоящую из твердого раствора углерода в a-Fe , частично претерпевшего мартенситное превращение и не­сколько перенасыщенного углеродом, и частиц карбидов. Твердость верхнего бейнита, образующегося для углеродистых сталей в области температур 500...350 °С, составляет 4500...5000 НВ, нижнего, обра­зующегося при температурах ниже 350 °С, до 6000 НВ.

Для легированных сталей, в состав которых входят карбидообра-зующие элементы или кремний, на диаграмме изотермического распада наблюдается два участка минимальной устойчивости аустенита: в об­ласти перлитных и области бейнитных превращений (рис. 5.6). Все ле­гирующие элементы (за исключением кобальта) увеличивают устойчи­вость переохлажденного аустенита в области перлитных и бейнитных превращений, сдвигая кривые начала и конца превращений в область боле длительных временных интервалов. Замедление скорости распада аустенита при наличии карбидообразующих элементов в стали объясня­ется малой скоростью диффузии легирующих элементов в аустените, а также их замедляющим влиянием на скорость диффузии углерода. Особенно эффективно одновременное введение Cr и Ni, Cr и Mn и др.

При сверхвысоких скоростях охлаждения (более 10⁶ °С/с) обра­зуются аморфные и нанокристаллические металлы и сплавы. Для об­разования аморфных сплавов на основе переходных металлов к ним добавляют так называемые аморфизаторы (C, P, B, N, S и др.). Состав этих сплавов должен соответствовать формуле Ме₈₀Х₂₀, где Ме - один или несколько переходных металлов, атомных процентов (ат. %); Х - элемент аморфизатор, (ат. %), например, Fe₈₀P₁₃B₇, Fe₄₀Ni₄₀S₁₄B₆ и др. Сверхвысокие скорости охлаждения обеспечиваются катапуль­

тированием капли расплава на холодную пластину, центрифугирова­нием капли или струи, распылением струи газом или жидкостью с высокой охлаждающей способностью и др. Аморфные сплавы более однородны по химическому составу и структуре, чем кристалличе­ские, имеют меньшую плотность, на 20.40 % ниже модуль упруго­сти, в 2.4 раза большее удельное электросопротивление.

700 500

300 100

700 500 300

Рис. 5.6. Диаграммы изотермического распада переохлажденного аустенита в легированной стали (схемы). Цифры у кривых указывают степень превращения, %

К нанокристаллическим материалам относятся материалы с раз­мерами зерен или частиц менее 100 нм. Свойства нанокристаллических материалов определяются размерами отдельных зерен, свойствами гра­ничных слоев, а также взаимодействием основных составляющих ком­понентов. С уменьшением размера зерна увеличивается доля гранично­го слоя, свойства которого значительно отличаются от объемных свойств материала.

Нанокристаллические материалы получают следующим образом: - методами порошковой технологии при спекании частиц раз­мером менее 100 нм;

• путем кристаллизации аморфных металлических сплавов в кон­тролируемых условиях;

• путем рекристаллизационного отжига интенсивно деформиро­ванных сплавов.

Получаемые порошки по всем этим технологиям имеют нерав­новесную структуру. Нанокристаллические порошки имеют большую удельную поверхность от 20 м /г при диаметре частиц 100 нм до 120 м /г при диаметре 10 нм, что создает трудности при их переработ­ке в компактный материал. Порошки легко окисляются, поэтому их окружают защитной пленкой, удаляемой при прессовании и спекании.

5.4. Отжиг и нормализация

Основными видами термической обработки, изменяющей струк­туру и свойства сталей, являются: отжиг, нормализация, закалка и от­пуск.

Отжиг сталей в зависимости от цели и режимов подразделяется на отжиг I и отжиг II рода.

Отжиг Iрода производится с целью устранения в отливках, по­ковках, штамповках физической или химической неоднородности, созданной предшествующими технологическими операциями. Этот вид отжига может производиться с перекристаллизацией или без нее в зависимости от режимов и назначения.

Отжиг II рода с фазовой перекристаллизацией производится при нагреве выше точек А_с1 или А_с3 с целью измельчения зерна, уст­ранения строчечности структуры, возникающей при горячей обработ­ке давлением, повышения пластичности металла и др.

Различают следующие виды отжига I рода.

Гомогенизирующий (диффузионный), рекристаллизационный, для снятия остаточных напряжений.

Гомогенизирующий отжиг применяют для устранения дендрит­ной и внутрикристаллитной ликвации для высоколегированных ста­лей, а также для цветных металлов и сплавов. При диффузионном от­жиге отливки медленно нагревают до температуры, равной 0,8 Т_пл, с целью увеличения скорости диффузии, осуществляют длительную выдержку и охлаждают медленно вместе с печью. Нагрев печи и ох­лаждение обычно проводят со скоростью не более 100 °С/ч. Продол­жительность процесса доходит до 100 ч.

2