Материаловедение / лекции кенько

при охлаждении. Ледебуритные (карбидные) стали имеют в литом состоянии в структуре эвтектику ледебуритного типа, в которой находятся крупные частицы карбидов (до 35 %).

Наглядное представление о смещении точек S и E диаграммы Fe–Fe3C в зависимости от количества хрома и углерода дает рис. 4.11.

Рис. 4.11. Структурные классы сталей в системе Fe–Cr–C I – ферритная; II – полуферритная; III – доэвтектоидная; IV – заэвтектоидная; V – ледебуритная стали

Из рис. 4.11 видно, что при введении 10…11 % хрома эвтектоидные превращения в стали происходят при содержании углерода в аустените около 0,4 %. При малом содержании углерода и высоком содержании легирующих элементов (Cr, W, Al, V, Si, Al) можно получить ферритные стали со структурой легированного феррита. При введении большого количества никеля и марганца расширяется область устойчивого состояния аустенита и возможно получение сталей аустенитного класса, со структурой легированного аустенита.

Вопросы для самопроверки

1.Что такое феррит, аустенит, цементит, перлит, ледебурит?

2.Охарактеризуйте перитектическое, эвтектическое и эвтектоидное превращения в соответствии с диаграммой Fe-Fe3C.

3.Какова причина образования вторичного цементита?

4.Как влияет количество углерода и сопутствующих примесей на свойства сталей?

5.Как влияют легирующие элементы на положение линий А1,

А3, А4?

91

6.Какие легирующие элементы являются карбидообразующими? Какого типа карбиды они образуют?

7.Как влияют легирующие элементы на свойства феррита и аустенита?

8.Какова структура эвтектоидных, доэвтектоидных и заэвтектоидных сталей?

9.На какие структурные классы подразделяются легированные стали и какова их структура?

Глава 5. ОСНОВЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛЕЙ

5.1. Виды термической обработки сталей

Под термической обработкой понимается совокупность операций, включающих нагрев до определенных температур, выдержку и охлаждение деталей с целью получения заданной структуры и свойств.

Теоретические основы термической обработки были заложены во второй половине XIX века русским металлургом Д. Н. Черновым. Дальнейшее развитие вопросы термообработки получили в трудах русских ученых А. А. Байкова, А. А. Бочвара, Г. В. Курдюмова, Л. П. Гуляева, Ю. М. Лахтина и ряда зарубежных ученых.

Термическая обработка в промышленности используется как промежуточная технологическая операция для улучшения обрабатываемости материалов давлением, резанием и др., так и как заключительная операция технологического процесса, обеспечивающая заданный уровень физико-механических свойств.

Различают три вида термической обработки:

–собственно термическую (СТО);

–химико-термическую (ХТО);

–термомеханическую (ТМО).

При собственно термической обработке металлы подвергаются только термическому воздействию, при котором изменяется его структура и физико-механические свойства без изменения химического состава. К основным видам СТО относятся: отжиг, нормализация, закалка и отпуск.

Химико-термическая обработка заключается в диффузионном насыщении поверхности металла элементами, повышающими твердость, износостойкость, коррозийную устойчивость и т. д. Эти про-

92

цессы протекают в специальных химических средах, требуют повышенных температур и длительных выдержек, приводят к изменению химического состава и свойств поверхностных слоев металла. Наиболее используемые в промышленности ХТО: цементация, азотирование, нитроцементация, борирование, диффузионная металлизация и др.

Термомеханическая обработка заключается в сочетании пла-

стического деформирования металла с термическим воздействием.

5.2. Структурные превращения в стали при нагреве

Рассмотрим превращения, происходящие при нагреве в углеродистых сталях с исходной равновесной структурой.

При нагреве сталей до температуры эвтектоидных превращений (Ас1) никаких фазовых превращений не происходит и перлит сохраняет свое пластинчатое строение. При достижении температуры Ас1, в сталях начинается превращение перлита в аустенит, кристаллы которого зарождаются на межфазных поверхностях раздела между ферритом и цементитом (рис. 5.1). Превращение состоит из двух одновременно протекающих процессов: полиморфного α-Fe → γ-Fe перехода и растворения

цементита в γ-Fe. Растворение цементита происходит значительно мед-

леннее, чем полиморфное превращение, поэтому необходима выдержка при этой температуре для устранения неоднородности аустенита по содержанию углерода– егогомогенизации.

Рис. 5.1. Схема зарождения и роста кристаллов при температуре Ас1

Этот процесс является диффузионным и подчиняется основным законам кристаллизации. Так как феррит содержит 0,02 % С, цементит – 6,67 % С, а в аустените в точке S должно содержаться 0,8 % С, то для выравнивания состава необходимо определенное время. Для эвтектоидных сталей при температуре выше Ас1 процесс перекристаллизации заканчивается и при дальнейшем нагреве возможен рост аустенитного зерна вследствие собирательной рекристаллизации.

93

При нагреве доэвтектоидной стали выше точки Ас1 после превращения перлита в аустенит образуется двухфазная структура, состоящая из аустенита и феррита (А + Ф). По мере увеличения температуры в интервале температур Ас1…Ас3 феррит постепенно растворяется в аустените, содержание углерода в аустените снижается по кривой GS. При температуре Ас3 феррит исчезает полностью, а концентрация углерода в аустените соответствует его концентрации в стали.

Аналогичная картина наблюдается и в заэвтектоидных сталях. При нагреве выше линии Ас1 и до температуры Аст система будет двухфазной, состоящей из аустенита и цементита вторичного. По мере роста температуры цементит вторичный растворяется в аустените и при нагреве выше линии SЕ (Аст) система становится однофазной, состоящей из аустенита.

Ввиду большой протяженности границ раздела феррит– цементит в перлитных зернах образуется большое количество центров зарождения аустенита и при температурах ненамного превышающих Ас1 образуется мелкозернистая структура. Однако при дальнейшем увеличении температуры или увеличении длительности выдержки при данной температуре происходит избирательная рекристаллизация и рост зерна аустенита, что вызвано стремлением системы к уменьшению свободной энергии вследствие снижения общей поверхности зерен. После медленного охлаждения эта величина зерна сохраняется.

По склонности к росту зерна различают стали наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые. В наследственно мелкозернистых сталях при нагреве до 1000–1050 °С зерно увеличивается незначительно, но при более высоких температурах происхо-

дит быстрый рост зерна. В наследственно крупнозернистых – силь-

ный рост зерна наблюдается даже при незначительном превышении температуры Ас1. Эти свойства определяются составом стали и условиями охлаждения.

К наследственно мелкозернистым относятся стали, содержащие легирующие элементы, образующие труднорастворимые карбиды (Ti, Nb, V, W, Mo) или раскисленные алюминием. Марганец и фосфор способствуют росту аустенитного зерна.

Наследственно мелкозернистые стали имеют больший интервал закалочных температур и допускают более высокие температуры обработки методами пластического деформирования.

94

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 мм2 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 Аr3, Аr1, Аст при медленном естественном охлаждении. В случае увеличения степени переохлаждения механизм и кинетика фазовых превращений изменяются.

Для описания кинетики превращения переохлажденного аустенита используют экспериментально построенные диаграммы время– температура – степень изотермического превращения аустенита (рис. 5.2). Кривая 1 характеризует начало распада аустенита, кривая 2 – окончание распада. Линии Мн и Мк 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, мартенситную и промежуточную (бейнитную). Свойства и строение продуктов превращения аустенита зависят от температуры, при которой происходит распад.

95

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 α-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 α-Fe растворяется до 0,006 % С, а в мартенсите его столько, сколько было в аустените. 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 Мн и Мк (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

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

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 остает-

98

ся 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 см3/г, а мартенсита – 0,127…0,131 см3/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 α-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 карбидообразующие 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) обра-

зуются аморфные и нанокристаллические металлы и сплавы. Для об-

разования 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-

99

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.

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;

100