ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 04.12.2023
Просмотров: 196
Скачиваний: 3
ВНИМАНИЕ! Если данный файл нарушает Ваши авторские права, то обязательно сообщите нам.
СОДЕРЖАНИЕ
96 грев, от степени которого зависит скорость превращения. Чем выше температура, тем больше степень перегрева и тем быстрее идет пре- вращение.
При достаточно высокой температуре из-за большой подвижно- сти атомов превращение протекает практически мгновенно, поэтому кривые его начала и конца сливаются и попадают на ось ординат. При очень малом перегреве (над А
с1
) превращение протекает медленно.
В этом случае кривые начала и конца превращения также сливаются и асимптотически приближаются к линии А
1
. Совпадение кривых в од- ной точке соответствует равновесному превращению по диаграмме
«железо–углерод». Кинетика фазовых превращений определяется двумя параметрами: скоростью зарождения центров превращения (за- родыши аустенита) и линейной скоростью роста из этих центров
(зерна аустенита).
Зародыши новой фазы – аустенита – образуются на межфазных поверхностях раздела феррита и цементита. Переход перлита в аусте- нит состоит из двух элементарных процессов: полиморфного превра- щения Fe
–>Fe
и растворения в γ-железе углерода цементита. Рас- творение цементита запаздывает по сравнению с полиморфным пре- вращением (рис. 9.2). Поэтому после превращения феррита в аустенит необходимо дополнительное время для устранения неоднородности аустенита – период его гомогенизации.
В доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях образование аустени- та при нагреве протекает по другой схеме. В доэвтектоидных сталях выше А
1
структура состоит из аустенита и феррита, а в заэвтектоид- ных – из аустенита и цементита. По мере нагрева до А
с3
(А
сm
) происхо- дит постепенное растворение свободного феррита или цементита в аустените. Однофазную структуру аустенита доэвтектоидные и заэв-
Pис. 9.2. Схема структурных изменений эвтектоидной стали при нагреве: а – исходная пер- литная структура; б – перлит с зародышами аустенита – начало превращения П
А; в – аусте- нит с остатками цементита – конец растворения цементита;
г – однородный аустенит – пе- риод гомогенизации аустенита
97 тектоидные стали приобретают только после нагрева выше А
c3
(А
сm
) соответственно. С увеличением дисперсности исходной структуры время окончания всех этапов аустенизации сокращается.
Размер аустенитного зерна – важнейшая структурная характери- стика нагретой стали. От него зависят поведение стали в различных процессах термической, термомеханической обработки и механические свойства изделия. Особенно чувствительна к размеру аустенитного зерна ударная вязкость, которая заметно падает с его укрупнением.
Ударная вязкость мелкозернистой стали может в несколько раз превы- шать ударную вязкость крупнозернистой той же марки при одинаковой твердости обеих.
На сильно развитой ферритно-цементитной поверхности раздела стали (дисперсная исходная структура) при нагреве выше А
c1
(A
c3
, А
cm
) образуется большое число центров превращения – зародышей аусте- нита, и к концу превращения аустенитные зерна получаются мелки- ми. Эти зерна называются начальными. При дальнейшем нагреве они растут, причем разные стали характеризуются различной склонно- стью к росту зерна. По склонности к росту зерна аустенита при нагре- ве различают наследственно мелкозернистые и наследственно круп- нозернистые стали. В наследственно крупнозернистых сталях размер зерен быстро увеличивается даже при небольшом перегреве выше
A
c1
(A
c3
, A
cm
), а в наследственно мелкозернистых даже при значитель- ном перегреве (от 950…1100 °С) сохраняется относительно мелкое зерно (рис. 9.3).
Склонность к росту зерна стали при нагревании зависит не толь- ко от ее состава по основным компонентам, но и от металлургическо- го качества, технологии производства. Увеличение концентрации уг- лерода в гамма-растворе способствует росту зерна. Повышение со- держания углерода сверх предельной концентрации (линия ЕS на рис. 6.1) затрудняет рост аустенитного зерна из-за тормозящего дей- ствия частиц цементита. Почти все легирующие элементы (за исклю- чением марганца) тормозят рост аустенитного зерна: наиболее сильно
– карбидообразующие элементы V, Ti, A1 и Zr, а также W, Мо и Сr, слабо действуют Ni и Si. Основной причиной такого действия леги- рующих элементов считается образование труднорастворимых в аустените карбидов, нитридов и оксидов, которые являются барьера- ми для роста зерна.
98
Рис. 9.3. Схема изменения размера зерна в зависимости от температуры нагрева стали: а – наследственно мелкозернистые; б – наследственно крупнозернистые
Разные плавки стали одной марки могут сильно различаться по склонности к росту зерна, так как они содержат разное количество мельчайших тугоплавких примесей карбидов, оксидов, сульфидов и нитридов, затрудняющих этот рост. Для определения склонности стали к росту зерна используется стандартная методика, которая заключается в окислительном нагреве шлифа в течение 3 ч при 930
С. Границы зе- рен аустенита выявляются сеткой оксидов.
От склонности к росту зерна зависит технологический процесс горячей деформации и термообработки. Наследственно мелкозерни- стые стали имеют больший интервал закалочных температур; их про- катка и ковка могут начинаться при более высоких температурах.
При нагреве до достаточно высокой температуры – на 100…150 °С выше A
c1
(A
c3
, A
cm
) – наследственно мелкозернистая сталь может иметь даже более крупное зерно аустенита, чем наследственно крупнозер- нистая при нагреве до 930
С (см. рис. 9.3). Поэтому введено понятие
«размер действительного зерна» – величина зерна при комнатной температуре, полученная в результате конкретной термообработки.
Размер действительного зерна обычно тем больше, чем больше раз- мер исходного. Механические свойства сталей определяются дей- ствительным зерном.
Нагрев стали до температур значительно выше A
c3
приводит к перегреву металла, вследствие чего образуется крупное действитель-
99 ное зерно. Перегрев может быть исправлен повторным нагревом до более низкой температуры. Если нагрев проводится при температуре выше температуры перегрева и металл длительное время находится при этой температуре в окислительной атмосфере печи, то может воз- никнуть трудно исправимый дефект – пережог стали. Он сопровожда- ется окислением и частичным оплавлением границ зерен и характери- зуется камневидным изломом.
Величина действительного зерна стали оказывает наибольшее влияние на ударную вязкость, особенно при низких температурах.
Величину зерна определяют по ГОСТ 5639–82 сравнением микро- структуры стали при увеличении в 100 раз с эталонными шкалами.
Размер зерна оценивают в баллах. Балл зерна прямо пропорцио- нален числу зерен, помещающихся на 1 мм
2
шлифа, и обратно про- порционален среднему диаметру зерна. Условно принято считать, что стали с размером зерна от 1 до 5 баллов относятся к крупнозерни- стым, а с более высоким баллом (от 6 до 10) – к мелкозернистым.
1 ... 6 7 8 9 10 11 12 13 14
9.4. Превращение переохлажденного аустенита
при изотермической выдержке
Диаграмма изотермического превращения аустенита. Основ- ное превращение, протекающее во время охлаждения при отжиге эв- тектоидной стали, – это распад аустенита при температуре ниже точ- ки А
1
(727 °С) на смесь феррита с цементитом. При скорости охла- ждения стали, обеспечивающей полное протекание диффузионных процессов и, соответственно, близкое к равновесному состоянию ста- ли, в структуре последней в соответствии с диаграммой «железо–
углерод» образуется перлит. Процесс диффузионного превращения аустенита в перлит определяется разностью свободных энергий аусте- нита и продуктов его распада Ф + Ц, а кинетика превращения – числом образования центров превращения перлита и интенсивностью их роста.
Перлит растет из отдельных центров в виде колоний. Зародышем перлитной колонии обычно является цементит, зарождение которого облегчено на границе аустенитных зерен. При утолщении цементит- ной пластины вблизи нее аустенит обедняется углеродом и создаются условия для зарождения путем полиморфного
превраще- ния ферритных пластин, примыкающих к цементитной пластине.
При утолщении же ферритной пластины, практически не содержа- щей углерода, он оттесняется в аустенит, в результате чего созда- ются благоприятные условия для появления новых цементитных пла- стин.
100
Кинетика эвтектоидного превращения аустенита в перлит изоб- ражается С-образными кривыми на диаграмме изотермического пре- вращения аустенита, которую строят следующим образом. Нагретые до температуры на 30…50 °С выше А
с1
образцы, имеющие структуру однородного аустенита, переносят в термостаты (соляные ванны) с заданной температурой. Так как аустенит парамагнитен, а механиче- ская смесь феррита и цементита обладает ферромагнитными свой- ствами, наблюдения за изменениями магнитных характеристик об- разцов позволяют оценить кинетику превращений аустенита в перлит при различных температурах.
На рис. 9.4 приведены кинетические кривые изотермического распада аустенита, полученные для различных температур: t
l
> t
2
>
> t
3
> t
4
> t
5
> t
6
. Характер кривых показывает, что сначала распад идет медленно, затем скорость его растет и при образовании 50% продук- тов превращения достигает максимума, а по мере снижения количе- ства оставшегося аустенита постепенно затухает. Точки а
1
, а
2
, а
3
, а
4
,
а
5
, а
6
соответствуют началу, точки b
1
, b
2
, b
3
, b
4
, b
5
, b
6
– концу превра- щения.
Преобразуя координаты, по полученным опытным кинетическим кривым строят диаграммы изотермического превращения аустенита.
Для этого на горизонтальные пунктирные линии температур изотер- мических выдержек t
1
, t
2
, t
3
, t
4
, t
5
, t
6
наносят точки начала (a) и конца
(b) превращения. Тогда кривая a
1
–а
6
есть линия начала, в b
1
–b
6
– ли- ния конца превращения (рис. 9.4, б).
а б
Рис. 9.4. Кинетические кривые превращения аустенита в перлит (а) и построенная по ним диаграмма изотермического превращения аустенита (б)
101
На рис. 9.5 приведена диаграмма изотермического превращения аустенита для эвтектоидной стали (0,8% С). Горизонтальные линии
М
н и М
к показывают температуры начала и конца бездиффузионного мартенситного превращения.
Рис. 9.5. Диаграмма изотермического превращения аустенита эвтектоидной стали
Диаграммы изотермического превращения также называют
С-диаграммами. На диаграмме выделяют следующие области: 1) об- ласть устойчивого аустенита (для стали, содержащей 0,8% С, выше
А
с1
); 2) область переохлажденного аустенита (расположенная слева от кривой начала его распада) определяет продолжительность инкуба- ционного периода, характеризующую устойчивость переохлажденно- го аустенита; 3) область начавшегося, но еще не закончившегося пре- вращения А → П; 4) область закончившегося превращения; 5) область начавшегося, но еще не закончившегося мартенситного превращения
(между М
н
– М
к
); 6) мартенситная область (ниже М
к
). С усилением переохлаждения устойчивость переохлажденного аустенита быстро уменьшается, достигая минимума (для эвтектоидной стали около
550 °С), и далее вновь возрастает.
В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области превращения: перлитную (переохлажде- ние до 500 °С), мартенситную (переохлаждение ниже М
н
– для эвтек- тоидной стали ниже 240 °С) и промежуточную (бейнитную) (пере-
102 охлаждение для эвтектоидной стали в интервале от 500 до 240 °С).
В эвтектоидной стали при распаде аустенита в области температур
650…700
С образуется собственно перлит, межпластинчатое рассто- яние в колониях которого равно 0,5…1 мкм.
При усилении переохлаждения увеличивается число зародышей новой фазы. С ростом числа чередующихся пластин феррита и цемен- тита уменьшаются их размеры и расстояния между ними, с пониже- нием температуры растет дисперсность продуктов превращения аустенита (рис. 9.6). Под степенью дисперсности понимают расстоя- ние между соседними пластинками феррита и цементита. При
600…650 °С образуется ферритно-цементитная смесь, межпластинча- тое расстояние в которой равно 0,2…0,4 мкм, называемая сорбитом, а при 550…600 °С – троостит с межпластинчатым расстоянием около
0,1 мкм.
Рис. 9.6. Схемы ферритно-цементитных структур: а – перлит;
б – сорбит; в – троостит
Перлит, сорбит, троостит являются структурами одной природы – механической смесью феррита и цементита и различаются лишь сте- пенью дисперсности. Их называют перлитными структурами. С уве- личением степени дисперсности пластин цементита растут твердость и прочность стали. Наибольшую пластичность имеют стали с сорбит- ной структурой. Троостит, образующийся при более низкой темпера- туре превращения, характеризуется меньшей пластичностью (мень- шими
и
). При непрерывном охлаждении указанные структуры образуются в углеродистой эвтектоидной стали при следующих усло- виях: перлит – при охлаждении из аустенитного состояния вместе с печью, сорбит – при охлаждении на воздухе, троостит – при охлажде- нии в масле. Твердость перлита, сорбита и троостита равна прибли- женно 170…230; 230…330; 330…400 соответственно.
103
Перлитные структуры в зависимости от формы цементита могут быть пластинчатыми или зернистыми. Пластинчатые структуры обра- зуются при превращении однородного (гомогенного) аустенита, а зернистые – неоднородного.
Так как в доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях в отличие от эвтектоидных в интервале температур
3 1
A
A
сначала выделяются избыточные фазы – феррит (в доэвтектоидных сталях) или избыточ- ный цементит (в заэвтектоидных сталях), то на диаграмме изотерми- ческого распада аустенита появляется дополнительная кривая, харак- теризующая начало выделения соответствующих избыточных фаз
(рис. 9.7). Их форма зависит от степени переохлаждения аустенита и размера аустенитного зерна. При небольших степенях переохлажде- ния феррит и цементит выделяются в виде сетки по границам аусте- нитных зерен. Начиная с некоторой степени переохлаждения в доэв- тектоидных сталях от компактных кристаллов или от границ зерен растут пластины феррита, т.е. образуется видманштетова структура, характеризующаяся пониженной ударной вязкостью; в заэвтектоид- ных сталях цементит образует пластины (иглы) внутри аустенитного зерна.
Рис. 9.7. Схемы диаграмм изотермического превращения переохлажденного аустенита: а – доэвтектоидная сталь; б – эвтектоидная сталь;
в – заэвтектоидная сталь
104
9.5. Мартенситное превращение
При больших степенях переохлаждения возрастает термодина- мическая неустойчивость аустенита, а скорость диффузии углерода резко падает. При переохлаждении аустенита в эвтектоидной стали до
240 °С подвижность атомов углерода близка к нулю и происходит бездиффузионное превращение аустенита. При этом меняется лишь тип решетки
, а весь углерод, ранее растворенный в решетке аустенита, остается в решетке феррита, несмотря на то что равновес- ная концентрация углерода в феррите при комнатной температуре не превышает 0,006%. В результате образуется пересыщенный упорядо- ченный твердый раствор внедрения углерода в α-железе, который называется мартенситом. Из-за пересыщенности углеродом решетка мартенсита сильно искажается и вместо кубической приобретает тет- рагональную форму, при которой отношение параметров решетки существенно отличается от единицы, т.е. с/а ≠ 1. Чем больше углеро- да, тем выше степень тетрагональности мартенсита (рис. 9.8).
Высокая скорость образования кристал- лов мартенсита при низкой температуре пре- вращения объясняется тем, что имеет место непосредственный переход от кристалличе- ской решетки аустенита к решетке мартенси- та (когерентные границы). При практически мгновенном
-переходе атомы смеща- ются строго ориентированно на расстояния, меньшие межатомных, т.е. превращение бездиффузионное. При этом сохраняется об- щая сопрягающаяся плоскость решеток
- и
-Fe – так называемая когерентная связь.
Поэтому кристаллическая решетка новой фа- зы мартенсита закономерно ориентирована относительно исходной фазы – аустенита. Из-за когерентного сопряже- ния решеток и различия удельных объемов фаз (аустенита и мартенси- та) мартенситное превращение приводит к возникновению больших внутренних напряжений.
Мартенситное превращение идет в интервале температур М
н и М
к при непрерывном охлаждении. Для эвтектоидной стали оно начинает- ся при 240 и заканчивается при –50 °С. Однако при этой температуре в стали сохраняется еще некоторое количество непревращенного, так называемого остаточного, аустенита. Охлаждение ниже температуры
Рис. 9.8. Тетрагональная кристаллическая ячейка мартенсита
105
М
к не приводит к его окончательному распаду. Положение точек М
н и
М
к не зависит от скорости охлаждения, но зависит от содержания уг- лерода в стали (рис. 9.9). Все легирующие элементы, растворенные в аустените, за исключением кобальта и алюминия, понижают точки М
н и М
к
. Мартенситное превращение очень чувствительно к напряже- нию, а деформация аустенита может вызвать превращения даже при температурах выше М
н
(образуется мартенсит деформации).
Рис. 9.9. Влияние содержания углерода в стали на температуру начала (М
н
) и конца (М
к
) мартенситного превращения
Кристаллы, в зависимости от состава сплава, а следовательно, от температуры своего образования, могут иметь различную морфоло- гию и субструктуру. Различают два вида мартенсита: пластинчатый
(игольчатый) и пакетный (реечный).
Пластинчатый мартенсит образуется в высокоуглеродистых ста- лях с низкими значениями М
н и М
к
. Сами кристаллы мартенсита в этом случае представляют собой широкие пластины, которые в плос- кости шлифа имеют вид игл. Пакетный (реечный) мартенсит характе- рен для низко- и среднеуглеродистых, а также конструкционных ле- гированных сталей. В этом случае кристаллы мартенсита имеют форму тонких реек, вытянутых в одном направлении и объединен- ных в пакеты. Тонкая структура пакетного (реечного) мартенси- та представляет собой запутанные дислокации высокой плотности
(1010…1012 см
–2
) при полном отсутствии двойников. В легирован- ных сталях внутри мартенситных пакетов между кристаллами мар-
106 тенсита, как правило, присутствуют прослойки остаточного аустени- та. Размеры кристаллов любой морфологии мартенсита определяются величиной исходного зерна аустенита. Они тем крупнее, чем больше зерно.
Если эвтектоидную сталь охладить только до комнатной темпе- ратуры, то в структуре будет присутствовать, кроме мартенсита, не- которое количество остаточного аустенита, что нежелательно, так как приводит к неоднородности свойств по сечению и к изменению раз- меров деталей. Последнее обстоятельство объясняется тем, что мар- тенсит имеет наибольший удельный объем по сравнению с другими структурами, а аустенит – наименьший. Поэтому при переходе от аустенитной структуры к мартенситной объем и размеры деталей увеличиваются. К особенностям мартенситного превращения отно- сится то, что оно происходит только при непрерывном охлаждении.
Задержка охлаждения при температуре выше температуры конца мар- тенситного превращения приводит к стабилизации аустенита, кото- рый становится более устойчивым. При последующем охлаждении его превращение затруднено и протекает с меньшей интенсивностью и полнотой. Эффект стабилизации аустенита зависит от температуры остановки при охлаждении. Таким образом, особенностями мартен- ситного превращения являются отсутствие инкубационного периода, его бездиффузионный характер, ориентированность кристаллов и об- разование при непрерывном охлаждении в интервале температур
М
н
–М
к
Упрочнение при закалке стали определяется действием несколь- ких механизмов торможения дислокаций. Важнейшая роль отводится углероду, но мартенситное превращение в чистом железе и безугле- родистых сплавах приводит к повышению прочностных свойств в три-четыре раза по сравнению с отожженным состоянием. Твердость железа в результате мартенситного превращения увеличивается с 60 до 200 HV.
Характерная черта мартенсита – высокая твердость и прочность, возрастающие с увеличением содержания углерода в мартенсите.
Временное сопротивление низкоуглеродистого мартенсита (0,025% С) составляет 1000 МПа, а мартенсита с содержанием 0,6…0,7% С –
2600…2700 МПа. Объясняется это тем, что атомы углерода, внедрен- ные в решетку железа, затрудняют скольжение дислокаций в мартен- сите, образуя атмосферы на дислокациях, закрепляя их. Кроме того, происходит выделение из твердого раствора дисперсных частиц кар- бида. Мартенсит имеет высокую твердость (до 65 HRC
э
) и хрупкость.
Высокая твердость обусловлена искажениями кристаллической ре-
107 шетки и, соответственно, большими внутренними напряжениями, определяемыми растворенным углеродом, а также возникновением фазового наклепа за счет увеличения объема при превращении аусте- нита в мартенсит. В результате этого плотность дислокаций в мартен- сите достигает уровня холоднодеформируемой стали – 10 10
…10 12
см
–
2
. Однако с повышением содержания углерода в мартенсите возраста- ет и его склонность к хрупкому разрушению. Мартенсит, содержащий более 0,35…0,4% С, имеет низкое сопротивление зарождению и рас- пространению трещины, а также низкие значения вязкости разруше- ния К
1с
Увеличение удельного объема при образовании мартенсита – од- на из основных причин возникновения при закалке больших внутрен- них напряжений, вызывающих деформацию и коробление изделий, а также появление закалочных трещин.
9.6. Бейнитное превращение аустенита
В углеродистых сталях в интервале 500…250 °С происходит бей- нитное (промежуточное) превращение аустенита, результаты которо- го сходны с получаемыми при диффузионном перлитном и бездиффу- зионном мартенситном превращениях: диффузионное перераспреде- ление углерода в аустените между продуктами его распада и мартен- ситное бездиффузионное превращение
В результате бейнитного превращения образуется смесь -фазы
(феррита) и карбида, которая называется бейнитом. Кристаллы -фазы образуются в промежуточном интервале температур путем когерент- ного роста упругой связи с исходной
-фазой, т.е. точно так же, как растут кристаллы мартенсита при мартенситном превращении. Но, в отличие от последнего, для которого характерно «мгновенное» обра- зование кристаллов мартенсита, при бейнитном превращении кри- сталлы -фазы растут сравнительно медленно, что связано с необхо- димостью диффузионного отвода атомов углерода из аустенита с це- лью получения
-фазы, обедненной углеродом. Это объясняется тем, что в промежуточном интервале температур -фаза может образовы- ваться из
-фазы, обедненной углеродом. Карбид в бейните не имеет пластинчатого строения, свойственного перлиту. Карбидные частицы в бейните очень дисперсны, их можно видеть только под электрон- ным микроскопом.
Различают верхний и нижний бейнит, образующийся соответ- ственно в верхней и нижней части промежуточного интервала темпе-
108 ратур (условная граница между ними 350 °С). Верхний бейнит имеет перистое строение, а нижний – игольчатое, мартенситоподобное.
Верхний бейнит отличается от нижнего характером распределе- ния и составом карбидной фазы. Электронно-микроскопический ана- лиз показал, что в верхнем бейните карбидные частицы расположены между пластинами феррита или по границам и внутри них, а в ниж- нем бейните включения карбида находятся только внутри пластин
α-фазы. Карбидная фаза в верхнем бейните – цементит, а в нижнем –
ε-карбид, который заменяется цементитом с увеличением времени выдержки (как при отпуске стали).
Продукты изотермического превращения переохлажденного аустенита в промежуточном интервале температур по составу, структу- ре и свойствам близки к продуктам отпуска мартенсита закаленной стали, если температуры бейнитного превращения и отпуска одинако- вы.
Прочность бейнита выше, чем перлита, и возрастает с понижени- ем температуры изотермического превращения. Повышенная проч- ность определяется малыми размерами ферритных кристаллов, дис- персными выделениями карбидов, искажениями решетки α-железа в связи с ее пересыщением углеродом, а также повышенной плотно- стью дислокаций в бейнитном феррите, закрепленных коттреловски- ми атмосферами из атомов углерода.
Пластичность при переходе из перлитной области в бейнитную
(верхний бейнит) падает, а затем с понижением температуры вновь возрастает (нижний бейнит). Снижение пластичности в области верх- него бейнита связано с выделением сравнительно грубых карбидов преимущественно по границам ферритных кристаллов. В нижнем же бейните частицы карбидов расположены внутри кристаллов α-фазы, и поэтому при высокой прочности в стали с нижним бейнитом сохраня- ется высокая вязкость.
В так называемых «бейнитных» сталях (например, малоуглероди- стая сталь, легированная 0,5% Мо и бором) бейнитная структура обра- зуется при охлаждении на воздухе с температур горячей прокатки.
1 ... 6 7 8 9 10 11 12 13 14
100
Кинетика эвтектоидного превращения аустенита в перлит изоб- ражается С-образными кривыми на диаграмме изотермического пре- вращения аустенита, которую строят следующим образом. Нагретые до температуры на 30…50 °С выше А
с1
образцы, имеющие структуру однородного аустенита, переносят в термостаты (соляные ванны) с заданной температурой. Так как аустенит парамагнитен, а механиче- ская смесь феррита и цементита обладает ферромагнитными свой- ствами, наблюдения за изменениями магнитных характеристик об- разцов позволяют оценить кинетику превращений аустенита в перлит при различных температурах.
На рис. 9.4 приведены кинетические кривые изотермического распада аустенита, полученные для различных температур: t
l
> t
2
>
> t
3
> t
4
> t
5
> t
6
. Характер кривых показывает, что сначала распад идет медленно, затем скорость его растет и при образовании 50% продук- тов превращения достигает максимума, а по мере снижения количе- ства оставшегося аустенита постепенно затухает. Точки а
1
, а
2
, а
3
, а
4
,
а
5
, а
6
соответствуют началу, точки b
1
, b
2
, b
3
, b
4
, b
5
, b
6
– концу превра- щения.
Преобразуя координаты, по полученным опытным кинетическим кривым строят диаграммы изотермического превращения аустенита.
Для этого на горизонтальные пунктирные линии температур изотер- мических выдержек t
1
, t
2
, t
3
, t
4
, t
5
, t
6
наносят точки начала (a) и конца
(b) превращения. Тогда кривая a
1
–а
6
есть линия начала, в b
1
–b
6
– ли- ния конца превращения (рис. 9.4, б).
а б
Рис. 9.4. Кинетические кривые превращения аустенита в перлит (а) и построенная по ним диаграмма изотермического превращения аустенита (б)
101
На рис. 9.5 приведена диаграмма изотермического превращения аустенита для эвтектоидной стали (0,8% С). Горизонтальные линии
М
н и М
к показывают температуры начала и конца бездиффузионного мартенситного превращения.
Рис. 9.5. Диаграмма изотермического превращения аустенита эвтектоидной стали
Диаграммы изотермического превращения также называют
С-диаграммами. На диаграмме выделяют следующие области: 1) об- ласть устойчивого аустенита (для стали, содержащей 0,8% С, выше
А
с1
); 2) область переохлажденного аустенита (расположенная слева от кривой начала его распада) определяет продолжительность инкуба- ционного периода, характеризующую устойчивость переохлажденно- го аустенита; 3) область начавшегося, но еще не закончившегося пре- вращения А → П; 4) область закончившегося превращения; 5) область начавшегося, но еще не закончившегося мартенситного превращения
(между М
н
– М
к
); 6) мартенситная область (ниже М
к
). С усилением переохлаждения устойчивость переохлажденного аустенита быстро уменьшается, достигая минимума (для эвтектоидной стали около
550 °С), и далее вновь возрастает.
В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области превращения: перлитную (переохлажде- ние до 500 °С), мартенситную (переохлаждение ниже М
н
– для эвтек- тоидной стали ниже 240 °С) и промежуточную (бейнитную) (пере-
102 охлаждение для эвтектоидной стали в интервале от 500 до 240 °С).
В эвтектоидной стали при распаде аустенита в области температур
650…700
С образуется собственно перлит, межпластинчатое рассто- яние в колониях которого равно 0,5…1 мкм.
При усилении переохлаждения увеличивается число зародышей новой фазы. С ростом числа чередующихся пластин феррита и цемен- тита уменьшаются их размеры и расстояния между ними, с пониже- нием температуры растет дисперсность продуктов превращения аустенита (рис. 9.6). Под степенью дисперсности понимают расстоя- ние между соседними пластинками феррита и цементита. При
600…650 °С образуется ферритно-цементитная смесь, межпластинча- тое расстояние в которой равно 0,2…0,4 мкм, называемая сорбитом, а при 550…600 °С – троостит с межпластинчатым расстоянием около
0,1 мкм.
Рис. 9.6. Схемы ферритно-цементитных структур: а – перлит;
б – сорбит; в – троостит
Перлит, сорбит, троостит являются структурами одной природы – механической смесью феррита и цементита и различаются лишь сте- пенью дисперсности. Их называют перлитными структурами. С уве- личением степени дисперсности пластин цементита растут твердость и прочность стали. Наибольшую пластичность имеют стали с сорбит- ной структурой. Троостит, образующийся при более низкой темпера- туре превращения, характеризуется меньшей пластичностью (мень- шими
и
). При непрерывном охлаждении указанные структуры образуются в углеродистой эвтектоидной стали при следующих усло- виях: перлит – при охлаждении из аустенитного состояния вместе с печью, сорбит – при охлаждении на воздухе, троостит – при охлажде- нии в масле. Твердость перлита, сорбита и троостита равна прибли- женно 170…230; 230…330; 330…400 соответственно.
103
Перлитные структуры в зависимости от формы цементита могут быть пластинчатыми или зернистыми. Пластинчатые структуры обра- зуются при превращении однородного (гомогенного) аустенита, а зернистые – неоднородного.
Так как в доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях в отличие от эвтектоидных в интервале температур
3 1
A
A
сначала выделяются избыточные фазы – феррит (в доэвтектоидных сталях) или избыточ- ный цементит (в заэвтектоидных сталях), то на диаграмме изотерми- ческого распада аустенита появляется дополнительная кривая, харак- теризующая начало выделения соответствующих избыточных фаз
(рис. 9.7). Их форма зависит от степени переохлаждения аустенита и размера аустенитного зерна. При небольших степенях переохлажде- ния феррит и цементит выделяются в виде сетки по границам аусте- нитных зерен. Начиная с некоторой степени переохлаждения в доэв- тектоидных сталях от компактных кристаллов или от границ зерен растут пластины феррита, т.е. образуется видманштетова структура, характеризующаяся пониженной ударной вязкостью; в заэвтектоид- ных сталях цементит образует пластины (иглы) внутри аустенитного зерна.
Рис. 9.7. Схемы диаграмм изотермического превращения переохлажденного аустенита: а – доэвтектоидная сталь; б – эвтектоидная сталь;
в – заэвтектоидная сталь
104
9.5. Мартенситное превращение
При больших степенях переохлаждения возрастает термодина- мическая неустойчивость аустенита, а скорость диффузии углерода резко падает. При переохлаждении аустенита в эвтектоидной стали до
240 °С подвижность атомов углерода близка к нулю и происходит бездиффузионное превращение аустенита. При этом меняется лишь тип решетки
, а весь углерод, ранее растворенный в решетке аустенита, остается в решетке феррита, несмотря на то что равновес- ная концентрация углерода в феррите при комнатной температуре не превышает 0,006%. В результате образуется пересыщенный упорядо- ченный твердый раствор внедрения углерода в α-железе, который называется мартенситом. Из-за пересыщенности углеродом решетка мартенсита сильно искажается и вместо кубической приобретает тет- рагональную форму, при которой отношение параметров решетки существенно отличается от единицы, т.е. с/а ≠ 1. Чем больше углеро- да, тем выше степень тетрагональности мартенсита (рис. 9.8).
Высокая скорость образования кристал- лов мартенсита при низкой температуре пре- вращения объясняется тем, что имеет место непосредственный переход от кристалличе- ской решетки аустенита к решетке мартенси- та (когерентные границы). При практически мгновенном
-переходе атомы смеща- ются строго ориентированно на расстояния, меньшие межатомных, т.е. превращение бездиффузионное. При этом сохраняется об- щая сопрягающаяся плоскость решеток
- и
-Fe – так называемая когерентная связь.
Поэтому кристаллическая решетка новой фа- зы мартенсита закономерно ориентирована относительно исходной фазы – аустенита. Из-за когерентного сопряже- ния решеток и различия удельных объемов фаз (аустенита и мартенси- та) мартенситное превращение приводит к возникновению больших внутренних напряжений.
Мартенситное превращение идет в интервале температур М
н и М
к при непрерывном охлаждении. Для эвтектоидной стали оно начинает- ся при 240 и заканчивается при –50 °С. Однако при этой температуре в стали сохраняется еще некоторое количество непревращенного, так называемого остаточного, аустенита. Охлаждение ниже температуры
Рис. 9.8. Тетрагональная кристаллическая ячейка мартенсита
105
М
к не приводит к его окончательному распаду. Положение точек М
н и
М
к не зависит от скорости охлаждения, но зависит от содержания уг- лерода в стали (рис. 9.9). Все легирующие элементы, растворенные в аустените, за исключением кобальта и алюминия, понижают точки М
н и М
к
. Мартенситное превращение очень чувствительно к напряже- нию, а деформация аустенита может вызвать превращения даже при температурах выше М
н
(образуется мартенсит деформации).
Рис. 9.9. Влияние содержания углерода в стали на температуру начала (М
н
) и конца (М
к
) мартенситного превращения
Кристаллы, в зависимости от состава сплава, а следовательно, от температуры своего образования, могут иметь различную морфоло- гию и субструктуру. Различают два вида мартенсита: пластинчатый
(игольчатый) и пакетный (реечный).
Пластинчатый мартенсит образуется в высокоуглеродистых ста- лях с низкими значениями М
н и М
к
. Сами кристаллы мартенсита в этом случае представляют собой широкие пластины, которые в плос- кости шлифа имеют вид игл. Пакетный (реечный) мартенсит характе- рен для низко- и среднеуглеродистых, а также конструкционных ле- гированных сталей. В этом случае кристаллы мартенсита имеют форму тонких реек, вытянутых в одном направлении и объединен- ных в пакеты. Тонкая структура пакетного (реечного) мартенси- та представляет собой запутанные дислокации высокой плотности
(1010…1012 см
–2
) при полном отсутствии двойников. В легирован- ных сталях внутри мартенситных пакетов между кристаллами мар-
106 тенсита, как правило, присутствуют прослойки остаточного аустени- та. Размеры кристаллов любой морфологии мартенсита определяются величиной исходного зерна аустенита. Они тем крупнее, чем больше зерно.
Если эвтектоидную сталь охладить только до комнатной темпе- ратуры, то в структуре будет присутствовать, кроме мартенсита, не- которое количество остаточного аустенита, что нежелательно, так как приводит к неоднородности свойств по сечению и к изменению раз- меров деталей. Последнее обстоятельство объясняется тем, что мар- тенсит имеет наибольший удельный объем по сравнению с другими структурами, а аустенит – наименьший. Поэтому при переходе от аустенитной структуры к мартенситной объем и размеры деталей увеличиваются. К особенностям мартенситного превращения отно- сится то, что оно происходит только при непрерывном охлаждении.
Задержка охлаждения при температуре выше температуры конца мар- тенситного превращения приводит к стабилизации аустенита, кото- рый становится более устойчивым. При последующем охлаждении его превращение затруднено и протекает с меньшей интенсивностью и полнотой. Эффект стабилизации аустенита зависит от температуры остановки при охлаждении. Таким образом, особенностями мартен- ситного превращения являются отсутствие инкубационного периода, его бездиффузионный характер, ориентированность кристаллов и об- разование при непрерывном охлаждении в интервале температур
М
н
–М
к
Упрочнение при закалке стали определяется действием несколь- ких механизмов торможения дислокаций. Важнейшая роль отводится углероду, но мартенситное превращение в чистом железе и безугле- родистых сплавах приводит к повышению прочностных свойств в три-четыре раза по сравнению с отожженным состоянием. Твердость железа в результате мартенситного превращения увеличивается с 60 до 200 HV.
Характерная черта мартенсита – высокая твердость и прочность, возрастающие с увеличением содержания углерода в мартенсите.
Временное сопротивление низкоуглеродистого мартенсита (0,025% С) составляет 1000 МПа, а мартенсита с содержанием 0,6…0,7% С –
2600…2700 МПа. Объясняется это тем, что атомы углерода, внедрен- ные в решетку железа, затрудняют скольжение дислокаций в мартен- сите, образуя атмосферы на дислокациях, закрепляя их. Кроме того, происходит выделение из твердого раствора дисперсных частиц кар- бида. Мартенсит имеет высокую твердость (до 65 HRC
э
) и хрупкость.
Высокая твердость обусловлена искажениями кристаллической ре-
107 шетки и, соответственно, большими внутренними напряжениями, определяемыми растворенным углеродом, а также возникновением фазового наклепа за счет увеличения объема при превращении аусте- нита в мартенсит. В результате этого плотность дислокаций в мартен- сите достигает уровня холоднодеформируемой стали – 10 10
…10 12
см
–
2
. Однако с повышением содержания углерода в мартенсите возраста- ет и его склонность к хрупкому разрушению. Мартенсит, содержащий более 0,35…0,4% С, имеет низкое сопротивление зарождению и рас- пространению трещины, а также низкие значения вязкости разруше- ния К
1с
Увеличение удельного объема при образовании мартенсита – од- на из основных причин возникновения при закалке больших внутрен- них напряжений, вызывающих деформацию и коробление изделий, а также появление закалочных трещин.
9.6. Бейнитное превращение аустенита
В углеродистых сталях в интервале 500…250 °С происходит бей- нитное (промежуточное) превращение аустенита, результаты которо- го сходны с получаемыми при диффузионном перлитном и бездиффу- зионном мартенситном превращениях: диффузионное перераспреде- ление углерода в аустените между продуктами его распада и мартен- ситное бездиффузионное превращение
В результате бейнитного превращения образуется смесь -фазы
(феррита) и карбида, которая называется бейнитом. Кристаллы -фазы образуются в промежуточном интервале температур путем когерент- ного роста упругой связи с исходной
-фазой, т.е. точно так же, как растут кристаллы мартенсита при мартенситном превращении. Но, в отличие от последнего, для которого характерно «мгновенное» обра- зование кристаллов мартенсита, при бейнитном превращении кри- сталлы -фазы растут сравнительно медленно, что связано с необхо- димостью диффузионного отвода атомов углерода из аустенита с це- лью получения
-фазы, обедненной углеродом. Это объясняется тем, что в промежуточном интервале температур -фаза может образовы- ваться из
-фазы, обедненной углеродом. Карбид в бейните не имеет пластинчатого строения, свойственного перлиту. Карбидные частицы в бейните очень дисперсны, их можно видеть только под электрон- ным микроскопом.
Различают верхний и нижний бейнит, образующийся соответ- ственно в верхней и нижней части промежуточного интервала темпе-
108 ратур (условная граница между ними 350 °С). Верхний бейнит имеет перистое строение, а нижний – игольчатое, мартенситоподобное.
Верхний бейнит отличается от нижнего характером распределе- ния и составом карбидной фазы. Электронно-микроскопический ана- лиз показал, что в верхнем бейните карбидные частицы расположены между пластинами феррита или по границам и внутри них, а в ниж- нем бейните включения карбида находятся только внутри пластин
α-фазы. Карбидная фаза в верхнем бейните – цементит, а в нижнем –
ε-карбид, который заменяется цементитом с увеличением времени выдержки (как при отпуске стали).
Продукты изотермического превращения переохлажденного аустенита в промежуточном интервале температур по составу, структу- ре и свойствам близки к продуктам отпуска мартенсита закаленной стали, если температуры бейнитного превращения и отпуска одинако- вы.
Прочность бейнита выше, чем перлита, и возрастает с понижени- ем температуры изотермического превращения. Повышенная проч- ность определяется малыми размерами ферритных кристаллов, дис- персными выделениями карбидов, искажениями решетки α-железа в связи с ее пересыщением углеродом, а также повышенной плотно- стью дислокаций в бейнитном феррите, закрепленных коттреловски- ми атмосферами из атомов углерода.
Пластичность при переходе из перлитной области в бейнитную
(верхний бейнит) падает, а затем с понижением температуры вновь возрастает (нижний бейнит). Снижение пластичности в области верх- него бейнита связано с выделением сравнительно грубых карбидов преимущественно по границам ферритных кристаллов. В нижнем же бейните частицы карбидов расположены внутри кристаллов α-фазы, и поэтому при высокой прочности в стали с нижним бейнитом сохраня- ется высокая вязкость.
В так называемых «бейнитных» сталях (например, малоуглероди- стая сталь, легированная 0,5% Мо и бором) бейнитная структура обра- зуется при охлаждении на воздухе с температур горячей прокатки.
1 ... 6 7 8 9 10 11 12 13 14
9.7. Превращение аустенита при непрерывном охлаждении
Влияние непрерывного охлаждения на превращение аустенита можно проследить путем наложения кривых охлаждения на диаграм- му изотермического распада аустенита (рис. 9.10). Эти зависимости показывают, что с увеличением скорости охлаждения повышается
109 степень переохлаждения аустенита и, соответственно, тем дисперснее образуется ферритно-цементитная структура.
а б
Рис. 9.10. Схематические диаграммы, характеризующие влияние скорости охла- ждения на температуру распада аустенита: а – кинетика превращения; б – влия- ние скорости охлаждения на температуру начала превращения аустенита
Можно считать, что при небольшой скорости охлаждения v
1
об- разуется перлитная структура, при большей v
2
– сорбитная и при еще большей – трооститная. Бейнитная структура при непрерывном охла- ждении углеродистой стали обычно не образуется. При очень высо- ких скоростях, равных или больших к
v
, часть аустенита или весь аустенит переохлаждается до точки М
н и превращается частично либо полностью в мартенсит. Минимальную скорость охлаждения, при которой основная часть переохлажденного до М
н аустенита превра- щается в мартенсит, называют критической скоростью охлаждения
(закалки) – v
кр
. Кривая охлаждения, характеризующая к
v
, будет каса- тельной к перегибу С-образной кривой. Критическая скорость закалки зависит от устойчивости аустенита и определяется составом стали.
Чем больше устойчивость аустенита в результате легирования стали
(чем больше сдвигаются вправо С-образные кривые), тем меньшая критическая скорость закалки требуется для получения чисто мартен- ситной структуры.
Углеродистые стали имеют высокую критическую скорость за- калки (200…800 °С/с). Очень сильно ее снижают марганец и никель.
Кобальт – единственный легирующий элемент, понижающий устой- чивость аустенита и, соответственно, повышающий критическую
110 скорость закалки. У многих легированных сталей она не превышает
20 °С/с.
9.8. Превращения при отпуске
Структура закаленной стали находится в метастабильном состо- янии и представляет собой пересыщенный углеродом раствор
α-железа – мартенсит и некоторое количество остаточного аустенита.
Закаленная сталь с содержанием углерода более 0,3% обладает высо- кой твердостью и прочностью, но низкой пластичностью.
Отпуск состоит в нагреве закаленной стали до температуры ниже точки А
1
с целью перехода стали в более равновесное состояние и по- лучения при достаточно высокой прочности удовлетворительного уровня пластичности и вязкости за счет изменения структуры.
Характер структурных изменений, происходящих при отпуске сталей, зависит от состава стали (в углеродистых и легированных ста- лях процессы, происходящие при отпуске, имеют некоторые разли- чия), от конкретной температуры и продолжительности отпуска. Рас- пад мартенсита в зависимости от двух последних факторов проходит через стадии предвыделения, выделения промежуточных метаста- бильных карбидов (типа Fe x
C), выделения цементита и его коагуля- ции. Повышенная плотность дислокаций делает субструктуру мар- тенсита похожей на субструктуру наклепанного металла. Кроме того, структурные изменения при отпуске стали дополняются распадом остаточного аустенита.
Первая стадия отпуска углеродистой закаленной стали проходит при нагреве до 200 °С (первое превращение при отпуске). Из мартен- сита выделяются мельчайшие частицы карбидной фазы (типа Fe
2,4
С –
ε-карбид). Одновременно тетрагональность решетки уменьшается, образуется структура отпущенного мартенсита, снижается уровень остаточных напряжений.
При нагреве до 200…300 °С происходит распад остаточного аустенита (второе превращение при отпуске), который превращается в смесь пересыщенного α-твердого раствора и еще не обособившихся частиц карбидов, т.е. образуется отпущенный мартенсит.
Когда температура отпуска достигает 300…400 °С, углерод пол- ностью выделяется из α-твердого раствора с образованием Fe
3
C (тре- тье превращение при отпуске). При нагреве до 400 °С сталь состоит из относительно мелких включений феррита и цементита, образую- щих структуру троостита. При нагреве до 600 °С происходит коагу- ляция карбидов и полная рекристаллизация мартенсита (ликвидация
111 признаков реечного мартенсита). В результате сталь приобретает структуру сорбита.
Ферритно-цементитные смеси, получаемые при распаде аустени- та (сорбит, троостит), отличаются от образующихся при распаде мар- тенсита. В первом случае сорбит и троостит имеют пластинчатую форму цементита, а во втором – зернистую. Разная форма цементита обусловливает различие в уровнях механических свойств. Зернистые структуры после отпуска стали обеспечивают ей более высокие меха- нические свойства, в первую очередь большую пластичность и вяз- кость при близкой твердости и прочности. Поскольку сталь после от- пуска приобретает структуру сорбита и троостита, по внешним при- знакам схожую с получаемой при распаде аустенита, но принципи- ально отличающуюся по внутреннему строению, принято сорбит и троостит, получаемые в процессе отпуска, называть сорбитом отпуска и трооститом отпуска.
Отпуск стали существенно влияет на ее механические и служеб- ные свойства. При низких температурах отпуска (до 250 °С) умень- шается склонность стали к хрупкому разрушению. Пластичность и вязкость при низкотемпературном отпуске (до 250 °С) несколько воз- растают из-за уменьшения внутренних напряжений и изменений структуры стали.
С повышением температуры отпуска до 500…600 °С в структуре стали происходят существенные изменения, сопровождающиеся за- метным снижением твердости, временного сопротивления и предела текучести и повышением относительного удлинения, ударной вязко- сти и трещиностойкости К
с
Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие при отпуске углеродистой стали, неоднозначно. На первую стадию распа- да мартенсита (при нагреве до 200 °С) легирующие элементы не ока- зывают какого-либо существенного влияния. На вторую стадию (тре- тье превращение при отпуске) многие карбидообразующие легирую- щие элементы влияют очень сильно, замедляя процесс образования и рост карбидных частиц (ε-карбида и Fe
3
C) и, соответственно, тормозя процесс распада мартенсита. В легированных сталях состояние отпу- щенного мартенсита, обладающего высокой твердостью, сохраняется вплоть до 450…500 °С. Наиболее сильно тормозят распад мартенсита
Cr, W, Мо, V, Со. Это объясняется двумя причинами: все элементы, за исключением Со, снижают скорость диффузии углерода в α-растворе; кроме того, они повышают прочность межатомных связей в решетке
α-раствора , что затрудняет распад мартенсита.