14.1. Перлитное превращение

Перлитное превращение переохлажденного аустенита протекает при температурах Ar1 -5000C (рис. 51). В процессе превращения происходит полиморфное превращение и диффузионное перераспределение углерода в аустените, что приводит к образованию ферритно-цементитной (перлит) структуры.

А  Ф + Fe3C

Аустенит, практически однородный по концентрации углерода, распадается с образо-вание феррита и цементита. Ведущей, в первую очередь возникающей фазой при этом явля-ется карбид. Его зародыши, как правило, образуются на границе зерен аустенита. При этом аустенит теряет устойчивость и испытывает полиморфное превращение. Вследствие этих процессов образования и роста частиц карбидов вновь создаются условия для возникнове-ния новых и роста имеющих кристалликов феррита, в результате чего образуется перлитная колония (рис. 56). В зависимости от степени переохлаждения мы можем получить как пер-лит, а также сорбит, тростит, которые отличаются только тонкостью структуры. Чем тонь-ше структура, тем выше твердость

Таблица 9

Зависимость твердости от структуры перлита

структура перлит сорбит тростит

0, мкм 0,6-1,0 0,25-0,3 0,1-0,15

НВ 180-250 250-350 350-450

Механические свойства стали со структурами перлита, сорбита и тростита. Твердость и прочность стали с указанными структурами прямо пропорциональна площади поверхности раздела между ферритом и цементитом, поэтому с увеличение степени дисперсности струк-туры твердость, пределы прочности, текучести выносливости возрастают. Относительное удлинение и относительное сужение наивысшее у сорбита. При переходе к троститу (более низкая температура превращения) вязкость уменьшается (рис. 57).

Изотермические превращения аустенита в доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях. В этих сталях в отличии от эвтектоидной стали в верхнем интервале температур сначала выделяется избыточные фазы - феррит или цементит. Это количество уменьшается с понижением температуры и в конце концов начинает выделяться квазиэвтектоидная, структура.

14.2. Мартенситное превращение в стали

Природа мартенсита. Мартенсит является упорядоченным перенасыщенным твердым раствором внедрения углерода в  - железе. Если в равновесном состоянии растворимость углерода в железе при 200С не превышает 0,02% , то его содержание в мартенсите может быть таким же, как в исходном аустените

(до 2,14 %).

Механизм мартенситного превращения. Мартенситное превращение может происхо-дит только в том случае, если быстрым охлаждение аустенит переохлажден до низких тем-ператур, при котором диффузионные процессы становятся не возможными. Превращение носит бездиффузионный характер, т. е. оно не сопровождается диффузионным перерас-пределением атомов углерода и железа в решетке аустенита.

Мартенситное превращение осуществляется путем сдвига и не сопровождается изме-нением состава твердого раствора. Отдельные атомы смещаются относительно друга на рас-стояние, не превышающие межатомные, сохраняя взаимное соседство. Но смещение увели-чивается по удалению от межфазной границы, что и приводит к изменению рельефа. Пока существует когерентность между аустенитом и мартенситом, скорость образование роста мартенсита очень велика (103 м/с). При нарушении когерентности решеток дальнейший упо-рядоченный переход атомов аустенита в мартенсит невозможным, и рост кристалла мартен-сита прекращается.

Диффузионный переход атомов из кристалла аустенита в мартенсит при низких темпе-ратурах невозможен. Дальнейшее превращение протекает в результате образования новых кристаллов мартенсита.

Кинетика мартенситного превращения. Температура, отвечающая точке Мн соответст-вует началу мартенситного превращения и что бы оно продолжалось нужно охлаждать сталь ниже Мн. Чем ниже температура, тем больше образуется мартенсита. Количество мартенсита при этом возрастает в результате образования все новых и новых кристаллов, а не ростом уже имеющих. По достижении определенной температуры процесс превращения аустенита в мартенсит заканчивается, и эта температура обозначается точкой Мк

ависимость количества образовавшегося мартенсита от температуры, до которой ох-лаждался образец, может быть выражена так называемой мартенситной кривой (рис.58) .Чем больше углерода и других легирующих элементов, за исключением кобальта и алюминия в аустените, тем ниже Мн и Мк Мартенситное превращение очень чувствительна к деформации (мартенсит деформации) и оно может начаться при более высоких температу-рах.

Различают два типа мартенсита - пластинчатый и реечный (рис.59).

Пластинчатый мартенсит образуется в высокоуглеродистых сталях, характеризую-щийся низкой температурой мартенситной точки. В этом случае кристаллы мартенсита со-стоят в средней своей части из большего числа микродвойников, образующих среднюю зону повышенной травимости, называемую нередко мидрибом. Его кристаллы представляют со-бой широкие пластины, в плоскости шлифа они имеют вид игл.

Наиболее часто (конструкционные углеродистые и легированные стали) кристаллы имеют форму тонких реек (реечный мартенсит), вытянутых в одном направлении. Чаще об-разуется и наблюдается пакет из реек. Такой высокотемпературный мартенсит называют массивным, в отличие от игольчатого.

Остаточный аустенит. В закаленных сталях, имеющих точку Мк ниже 200С, а именно в углеродистых сталях, содержащих свыше 0,4-0,55 С , присутствует остаточный аустенит. Его количество тем больше, чем ниже температура Мн и Мк , т.е. тем больше углерода в аустените тем больше остаточного аустенита, например при содержании 0,6 -1,0 % - количество остаточного аустенита не превышает 10%, а при 1,3 - 1,5 оно достигает уже 30 -50 %. В микроструктуре закаленных сталей он присутствует в виде светлых полей между иглами мартенсита.

Свойства мартенсита. Характерной особенностью мартенсита является его высокая твердость и прочность, Твердость мартенсита возрастает с увеличением в нем содержания углерода; в стали с 0,6 - 0,7 % С твердость мартенсита 65 HRC, 960 HV, что много раз боль-ше твердости феррита.

Временное сопротивление низкоуглеродистого мартенсита (0,025 % С) составляет 1000 МПа, а при 0,6 -0,8 %С достигает 2600 - 2700 МПа, однако при этом возрастает склонность к хрупкому разрушению. Мартенсит, содержащий свыше 0,35 -0,4 %С, обладает пониженным сопротивлением зарождению трещины и особенно низким значением вязкости разрушения К1с. Твердость (прочность) мартенсита обязана образованию перенасыщенного углеродом твердого раствора, атмосфер Котрелла на дислокациях, высокой плотности дислокаций и большому числу различного рода границ и субграниц, затрудняющих движению дислокаций. Хрупкость мартенсита связана с образованием атмосфер из атомов углерода на дефектах строения.

Мартенсит имеет наибольший удельный объем. Увеличение удельного объема при об-разовании мартенсита является одной из основных причин возникновения при закалке боль-ших внутренних напряжений, вызывающих деформацию изделия или даже появления тре-щин.

10.6. Превращение аустенита при непрерывном охлаждении

Схематические диаграммы, показывающие влияние скорости охлаждения на темпера-туру распада аустенита и на количество структурных составляющих после охлаждения угле-родистой эвтектоидной стали, приведены на рис. 60.

Чем больше скорость охлаждения и ниже температура распада аустенита, тем дисперс-нее образующая ферритно-цементитная структура. Следовательно, при небольшой скорости V1 образуется перлит (рис. 61а), при большей V2- сорбит и еще большей V3 - тростит. Бей-нит при непрерывном охлаждении углеродистой стали обычно не образуется.

При высоких скоростях охлаждения (кривая V4) часть аустенита переохлаждается до точки Мн и превращается в мартенсит. Структура в этом случае состоит из мартенсита и тро-стита (рис. 61б). При очень большой скорости охлаждения диффузионный распад аустенита становится вообще невозможным, и тогда аустенит переохлаждается до точки Мн, и при дальнейшем охлаждении превращается в мартенсит (кривая V5). Превращение аустенита в мартенсит не идет до конца, и поэтому в закаленной стали наряду с мартенситом всегда при-сутствует в некотором количестве остаточный аустенит (рис. 61в).

Минимальную скорость охлаждения (Vк ) при которой весь аустенит переохлажда-ется до точки Мн и превращается в мартенсит, называется критической скоростью закал-ки. Критическая скорость неодинакова доля разных сталей и зависит от устойчивости ау-стенита, определяемой его составом. Чем больше его устойчивость, тем меньше критическая скорость закалки. Наименьшей критической скоростью обладает эвтектоидная сталь. Чем крупнее зерно аустенита и чем больше его однородность, тем выше устойчивость переохла-жденного аустенита и меньше критическая скорость закалки.

10.7. Термокинетические диаграммы превращения переохлажденного аустенита

Для разработки технологии термической обработки используют кроме диаграмм изо-термического распада аустенита, необходимых для различных изотермических методов об-работки, термокинетические диаграммы (рис60). По этим диаграммам можно получить точные данные о температурных интервалах протекания фазовых превращениях при непре-рывном охлаждении и об образующихся при этом структурных составляющих. Эти диа-грамма показывают, что при малых скоростях охлаждения в углеродистой стали протекает только диффузионный распад аустенита с образование ферритно-цементитной структуры различной степени дисперсности (перлит, сорбит, тростит). При высоких скоростях охлаж-дения диффузионный распад аустенита подавляется и аустенит претерпевает только мартен-ситное превращение. Для получения мартенситной структуры охлаждение должно происхо-дить со скоростью выше критической, когда перлитное превращение становятся невозмож-ным.

10.8. Превращение мартенсита и остаточного аустенита

при нагреве (отпуск стали)

Термическую обработку, заключающуюся в нагреве закаленной стали до температур ниже точки АС1, называют отпуском.

Структура закаленной стали – мартенсит и остаточный аустенит – является неравно-весными фазами. Переход стали в более устойчивое состояние должно сопровождается рас-падом мартенсита и остаточного аустенита с образованием структуры, состоящей из феррита и цементита. Распад этих фаз идет по диффузионному механизму, и поэтому скорость про-цесса в основном обусловлена температурой нагрева. Из указанных фаз при нагреве в пер-вую очередь начинает распадаться мартенсит.

Распад мартенсита (первое превращение при отпуске). На первой стадии превращение в кристаллах мартенсита (при температуре ниже 2000С) образуются карбиды. В связи с этим данный тип распада мартенсита называют двухфазным.

Вторая стадия распада мартенсита при температуре 200-3500С сопровождается дальней-шим выделением карбидов и, следовательно, он обедняется углеродом. При низкотемпе-ратурном отпуске легированных сталей не происходит диффузионного перераспределе-ния легирующих элементов и поэтому выделяющиеся частицы карбидов имеют такое же среднее содержание легирующих элементов, как и мартенсит.

Структура, образующаяся в результате распада мартенсита при температурах ниже 3500С , называют отпущенным мартенситом, который отличается от мартенсита закал-ки меньшей концентрацией в нем углерода и включением дисперсных кристаллов  - карбида, когерентно связанных с решеткой мартенсита.

Превращение остаточного аустенита (второе превращение при отпуске).

При отпуске высокоуглеродистых и легированных сталей, содержащих повышенное количество остаточного аустенита, при температуре 200-3000С происходит его распад. В ре-зультате превращения остаточного аустенита образуются те же фазы, что и при отпуске за-каленного мартенсита при той же температуре, но структурное состояние продуктов распада отличается от состояния продуктов, получаемых при превращении мартенсита.

Снятие внутренних напряжений и карбидное превращение (третье превращение при отпуске). При температурах 350-4000С полностью завершается процесс выделения выделе-ние углерода из мартенсита, происходит нарушение когерентности и обособление решеток феррита и карбида, связанное с одновременным протеканием карбидного превращения, в результате которого образуется цементит Fe2C Fe3C. Образующуюся после отпуска при 350-4000С структуру обычно называют троститом отпуска.

Коагуляция карбидов. Повышение температуры отпуска до 5000С и выше в углеро-дистых сталях не вызывает изменение фазового состава. Однако с повышением температуры изменяется микроструктура; протекает процесс коагуляции и сфероидизации карбидов.

Коагуляция карбидов в процессе отпуска происходит вследствие переноса атомов углерода через  - твердый раствор, при этом происходит растворение более мелких и рост более крупных частиц карбидов при обеднении углеродом  - твердого раствора. Структуру стали, после высокого отпуска называют сорбитом отпуска.

Частицы карбидов в структуре тростита и сорбита отпуска в отличии от тростита и сорбита, полученного в результате распада переохлажденного аустенита, имеют зернистое, а не пластинчатое строение. Образование зернистых структур улучшает многие свойства стали. При одинаковой твердости, временном сопротивлении и пластичности сталь с зернистой структурой имеет более высокое значения предела текучести, относительного сужения и ударной вязкости. При температурах, близких к точке А1,образуется еще более грубая ферритно-карбидная структура, называемая зернистым перлитом.

Легирующие элементы Mo, W, V, Cr замедляют процесс коагуляции, сохраняя при этом высокую дисперсность карбидных частиц, соответственно большую прочность. Выде-ление из твердого раствора карбидов МС, М2С нередко вызывает повышение твердости – дисперсное упрочнение.

Хрупкость при отпуске легированных сталей. При отпуске (250-400 и 500-5500С) не-которых легированных сталей снижается ударная вязкость. Такое снижение вязкости полу-чило название отпускной хрупкости.

Первый вид отпускной хрупкости, называемой необратимой отпускной хрупкостью, или хрупкостью I рода, наблюдается в результате отпуска при 200-4000С. Он присущ мно-гим сталям. Отличительной особенностью является ее необратимый характер. Повторный отпуск не улучшает вязкости. Она устраняется лишь нагревом до температуры свыше 4000С, снижающим, однако твердость. Последующий нагрев при 250- 4000С не снижает ударную вязкость.

Второй вид отпускной хрупкости, называемой обратимой отпускной хрупкостью, или хрупкостью II рода, наблюдается в некоторых сталях определенной легированности, если они медленно охлаждаются после отпуска при 500-5500С. При развитии хрупкости II рода происходит сильное уменьшение ударной вязкости и, что самое главное, повышение порога хладноломкости.

Существенным признаком данной хрупкости является ее обратимость. Она может быть устранена только повторным отпуском при 600-6500С с последующим быстрым охла-ждением и может быть вызвана вновь дополнительным отпуском определенной длительно-сти при 500-5500С.

10.9. Термическое и деформационное старение

Под старением понимают изменение свойств стали, протекающие во времени без за-метного изменения микроструктуры. Эти процессы происходят главным образом в низкоуг-леродистых сталях. При старении за счет скопления атомов углерода (азота) на дислокациях (атмосферы Котрелла) или выделения избыточных фаз (карбидов, нитридов) повышается прочность, порог хладноломкости и снижается сопротивление хрупкому разрушению.

Термическое старение. Оно протекает в результате изменения растворимости углерода и азота в  - железе в зависимости от температуры. При ускоренном охлаждении при 650 - 7000С в низкоуглеродистой стали задерживается выделение третичного цементита и при нормальной температуре фиксируется перенасыщенный феррит. При последующей выдержке стали при нормальной температуре (естественное старение) или при повышенной температуре 50 - 1500С (искусственное старение) происходит образование атмосфер Котрелла или распад твердого раствора с выделение третичного цементита в виде дисперсных частиц.

При более высоком содержании углерода вследствие зародышевого воздействия боль-шого количества цементитных частиц, образовавшихся при перлитном превращении, само-стоятельного выделение третичного цементита не наблюдается.

Деформационное (механическое ) старение. Этот процесс протекает после пластиче-ской деформации, если она происходит при температуре ниже температуры рекристаллиза-ции, и особенно при 200С. Деформационное старение развивается в течении 15 - 16 суток при 200С и в течении нескольких минут при 200 -3500С.

При деформационном старении основное упрочнение вероятно связано с образованием атмосфер Котрелла из атомов углерода или азота вокруг скопления дислокаций, что затрудняет их движение. При нагреве деформированной стали возможно образование частиц карбидов и нитридов.

В сталях возможно термодеформационное старение. Старение отрицательно сказывает-ся на эксплуатационные и технологические свойства многих сталей. Оно может протекать в строительных и мостовых сталях, подвергаемых пластической деформации при гибке, монтаже и сварке, и, усиливаясь охрупчиванием при низких температурах, явиться причиной разрушения конструкций. Развитие деформационного старения резко ухудшает штампуемость листовой стали, поэтому многие углеродистые стали подвергают обязательным испытаниям на склонность их деформационному старению.

Склонность стали снижается при модифицировании ее алюминием, титаном или вана-дием.