| 988kb. | 06.12.2011 13:53 |
- Смотрите также:
- [ реферат ]
- [ документ ]
- [ лекция ]
- [ реферат ]
- [ расчетно-графическая работа ]
- [ лабораторная работа ]
- [ документ ]
- [ лекция ]
- [ документ ]
- [ дипломная работа ]
- [ реферат ]
- [ лабораторная работа ]
8. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ
ОСНОВНЫЕ ВИДЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ, Термической обработкой
Термическая обработка рассматривает и объясняет изменение строения и свойств металлов и сплавов при тепловом воздействии, а также при тепловом воздействии в сочетании с химическим, деформационным, магнитным и другими воздействиями.
промежуточной операции
Так как основными факторами любого вида термической обработки являются температура и время, то любой процесс термической обработки можно описать графиком, показывающим изменение температуры во времени.
При рассмотрении разных видов термообработки железо-углеродистых сплавов (стали, чугуны) используются следующие условные обозначения критических точек этих сплавов (рис. 8.1).
Рис. 8.1 . Обозначение критических точек стали
Критические точки А 1 лежат на линии PSK (727 °C).
Критические точки А2 находятся на линии МО (768 °C).
Критические точки А3 лежат на линии GS, а критические точки Аcm — на линии SE.
Вследствие теплового гистерезиса превращения при нагреве и охлаждении проходят при разных температурах. Поэтому для обозначения критических точек при нагреве и охлаждении используют дополнительные индексы: буквы «с» в случае нагрева и «r» в случае охлаждения. Например, А С 1 , АС 3 , Аr 1 , Аr 3 .
Термическая обработка, заключающаяся в нагреве металла, находящегося в результате каких-либо предшествующих воздействий в неравновесном состоянии, и приводящая его в более равновесное состояние, называется отжигом . Охлаждение после отжига производится вместе с печью.
Нагрев при отжиге может производиться ниже и выше температур фазовых превращений в зависимости от целей отжига.
отжигом первого рода
В зависимости от того, какие отклонения от равновесного состояния устраняются существуют следующие разновидности отжига 1-го рода: гомогенизационный, рекристаллизационный и уменьшающий напряжения отжиг.
Гомогенизационный (диффузионный) отжиг — это термическая обработка, при которой главным процессом является устранение последствий дендритной ликвации (химической неоднородности).
Рекристаллизационный отжиг — это термическая обработка деформированного металла, при которой главным процессом является рекристаллизация металла.
Отжиг, уменьшающий напряжения — это термическая обработка, при которой главным процессом является полная или частичная релаксация остаточных напряжений.
отжигом второго рода
нормализацией
^
закалкой с полиморфным превращением
Состояние закаленного сплава характеризуется особой неустойчивостью. Процессы, приближающие его к равновесному состоянию, могут идти даже при комнатной температуре и резко ускоряются при нагрева.
Термическая обработка, представляющая собой нагрев закаленного сплава ниже температур фазовых превращений (ниже А С 1 ) для приближения его структуры к более устойчивому состоянию, называется отпуском . Отпуск является операцией, проводимой после закалки стали (закалки с полиморфным превращением).
Между отпуском и отжигом 1-го рода много общего. Разница в том, что отпуск — всегда вторичная операция после закалки.
старением
^
При нагреве стали выше критических точек с образованием аустенита исходной структурой чаще всего является смесь феррита и цементита — перлит. Превращение перлита в аустенит в точном соответствии с диаграммой «железо-углерод» происходит лишь при очень медленном нагреве. В реальных условиях нагрева при термообработке превращение перлита в аустенит запаздывает и имеет место перегрев . Скорость превращения зависит от степени перегрева. Чем выше температура, тем больше степень перегрева и тем быстрее идет превращение. Кинетику превращения можно проследить на диаграмме изотермического превращения перлита в твердый раствор аустенит эвтектоидной стали (рис. 8.2).
При достаточно высокой температуре из-за большой подвижности атомов превращение протекает практически мгновенно, поэтому кривые начала и конца превращения сливаются и попадают на ось ординат. При очень малом перегреве над А 1 превращение протекает очень вяло и поэтому превращение может протекать практически бесконечно. В этом случае кривые начала и конца превращения также сливаются и асимптотически приближаются к линии А1 . Совпадение кривых начала и конца превращения в одной точке соответствует равновесному превращению по диаграмме железо-углерод.
Рис. 8.2.
Зародыши новой фазы – аустенита – образуются на межфазных поверхностях раздела феррита и цементита. Переход перлита в аустенит состоит из двух элементарных процессов: полиморфного превращения Fe Fe и растворения в -железе углерода цементита. Растворение цементита запаздывает по сравнению с полиморфным превращением. Поэтому после превращения феррита в аустенит необходимо дополнительное время для устранения неоднородности аустенита — период гомогенизации аустенита.
В доэвтектоидных сталях выше А 1 структура состоит из аустенита и феррита, а в заэвтектоидных — из аустенита и цементита. По мере нагрева до АC 3 (Аcm ) происходит постепенное растворение свободного феррита или цементита в аустените. Однофазную структуру аустенита доэвтектоидные и заэвтектоидные стали приобретают только после нагрева выше АC 3 (Аcm ).
Размер аустенитного зерна – важнейшая структурная характеристика нагретой стали. От размера зерна аустенита зависит поведение стали в различных процессах термомеханической обработки и механические свойства изделия.
Особенно чувствительна к размеру аустенитного зерна ударная вязкость, которая падает заметно с укрупнением зерна.
начальными зернами
Склонность к росту зерна стали зависит , с одной стороны, от содержания в ней легирующих элементов — почти все легирующие элементы (за исключением марганца) тормозят рост аустенитного зерна. Наиболее сильно тормозят рост аустенитного зерна V, Ti, Al и Zn. Хорошо тормозят рост зерна аустенита W, Mo и Cr, слабо действуют Ni и Si. Основной причиной такого действия легирующих элементов считается образование труднорастворимых в аустените карбидов и оксидов, которые являются барьерами для растущего зерна.
С другой стороны, склонность к росту зерна стали сильно зависит от ее металлургического качества, технологии ее производства и режима раскисления, так как они определяют наличие в стали разного количества мельчайших примесей карбидов, оксидов, сульфидов и нитридов, также затрудняющих рост зерна.
Для определения склонности стали к росту зерна используется стандартная методика, которая заключается в следующем. Доэвтектоидную сталь цементуют при 930 °C в течение 8 частов с последующим медленным охлаждением. Размер зерна определяется по карбидной сетке, окаймляющей границы аустенитных зерен. Заэвтектидную сталь нагревают до 930 °C и после выдержки в течение 3 ч медленно охлаждают. Размер зерна определяется по сетке вторичных карбидов, выделяющихся по границам аустенитных кристаллов. Другой метод состоит в окислительном нагреве шлифа в течение 3 часов при 930 °C. Границы зерен аустенита выявляются сеткой оксидов.
Рис. 8.3.
а ) наследственно мелкозернистые стали;
б ) наследственно крупнозернистые стали
От склонности к росту зерна зависит технологический процесс горячей деформации и термообработки. Наследственно мелкозернистые стали имеют большой интервал закалочных температур, их прокатка и ковка могут начинаться при более высоких температурах.
размере действительного зерна
Нагрев стали до температур значительно выше А С 3 приводит к перегреву металла, следствием которого является образование крупного действительного зерна. Перегрев может быть исправлен повторным нагревом до более низкой температуры. Если нагрев проводится еще выше, чем при перегреве, и металл длительное время находится при этой температуре в окислительной атмосфере печи, то может возникнуть неисправимый дефект — пережог стали. Он сопровождается окислением и частичным оплавлением границ зерен и характеризуется камневидным изломом.
Величина действительного зерна стали оказывает наибольшее влияние на ударную вязкость, особенно при низких температурах.
Величину зерна определяют по ГОСТ 5639–82 сравнением микроструктуры стали при увеличении в 100 раз с эталонными шкалами, приведенными на рис. 8.4.
Рис. 8.4.
Размер зерна оценивается баллами. Балл зерна прямо пропорционален числу зерен, помещающихся на 1 мм 2 шлифа, и обратно пропорционален среднему диаметру зерна. Условно принято считать, что стали с зерном от 1 до 5 балла относятся к крупнозернистым сталям, а с более высоким баллом зерна (№ 6–15) — к мелкозернистым.
^
Основное превращение, протекающее во время охлаждения при отжиге эвтектоидной стали, — это распад аустенита при комнатной температуре ниже точки А 1 (727 о С) на смесь феррита с цементитом. При скорости охлаждения стали, обеспечивающей полное протекание диффузионных процессов и соответственно близкое к равновесному состоянию стали, в структуре последней согласно диаграмме «железо—углерод» образуется перлит.
На рис. 8.5 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.
Диаграмма изотермического превращения представляет собой результат обобщения многочисленных данных исследований превращений аустенита при постоянных температурах. Диаграммы изотермического превращения называют за сходство кривых с буквой «С» также С-диаграммами, а в странах английского языка — ТТТ-диаграммами (temperature—time—transformation, что означает температура—время—превращение).
Рис. 8.5.
На диаграмме можно выделить следующие области: 1) область устойчивого аустенита (для стали, содержащей 0,8 % С, выше А С 1 ); 2) область переохлажденного аустенита; 3) область начавшегося, но еще не закончившегося превращения А П; 4) область закончившегося превращения А П; 5) область начавшегося, но еще не закончившегося мартенситного превращения (между М н –M к ); 6) мартенситная область (ниже М к ).
Область, расположенная слева от кривой начала распада аустенита (область переохлажденного аустенита), определяет продолжительность инкубационного периода, характеризующую устойчивость переохлажденного аустенита. С увеличением переохлаждения его устойчивость быстро уменьшается, достигая минимума (для эвтектоидной стали около 550 °С), и далее вновь возрастает.
перлитную
Рассмотрим структуры, образующиеся при диффузионном превращении аустенита.
При температуре 650–700 °С образуется собственно перлит. При перлитном превращении ведущей фазой является цементит. В результате образования пластинок цементита соседние участки аустенита обедняются углеродом, что в свою очередь приводит к образованию пластинок феррита.
При увеличения переохлаждения увеличивается количество зародышей новой фазы. Естественно, что с ростом числа чередующихся пластин феррита и цементита уменьшаются их размеры и расстояния между ними (рис. 8.6).
Другими словами, с понижением температуры растет дисперсность продуктов превращения аустенита. Под степенью дисперсности понимают расстояние между соседними пластинками феррита и цементита.
Рис. 8.6.
а ) перлит; б ) сорбит; в ) троостит
При температуре 600–650 °С образуется сорбит, а при 550–600 °С — троостит.
перлитными
Перлитные структуры в зависимости от формы цементита могут быть пластинчатыми или зернистыми. Пластинчатые структуры образуются при превращении однородного (гомогенного) аустенита, а зернистые — неоднородного аустенита. В первом случае нагрев доэвтектоидных сталей должен производиться выше А С 3 , а заэвтектоидных — выше Аcm . Соответственно для получения зернистых структур нагрев должен производиться ниже АС 3 (Аcm ).
Таким образом, дисперсность перлитных структур определяется степенью переохлаждения, а форма цементита — гомогенностью исходного аустенита.
Так как в доэвтектондных и заэвтектоидных сталях, в отличие от эвтектоидных, в интервале температур А 1 –А3 сначала выделяются избыточные фазы — феррит (в доэвтектоидных сталях) или избыточный цементит (в заэвтектоидных сталях), то на диаграмме изотермического распада аустенита для этих сталей характерно появление дополнительной кривой, характеризующей начало выделения соответствующих избыточных фаз (рис. 8.7).
Рис. 8.7.
а ) доэвтектоидная сталь; б ) эвтектоидная сталь; в ) заэвтектоидная сталь
Мартенситное превращение
мартенситом
|
Рис. 8.8. Тетрагональная кристаллическая ячейка |
Мартенсит имеет высокую хрупкость и твердость (до 65 НRC Э ).
Высокая твердость мартенсита обусловлена искажениями кристаллической решетки и соответственно большими внутренними напряжениями, определяемыми растворенным углеродом, а также возникновением фазового наклепа вследствие увеличения объема при превращении аустенита в мартенсит, в результате чего плотность дислокации в мартенсите достигает уровня плотности дислокации холоднодеформируемой стали и равняется 1010 –1012 см–2 .
Скорость образования кристаллов мартенсита очень велика и достигает 1000 м/с. Пластины мартенсита растут до границы аустенитного зерна либо до имеющегося в стали дефекта. Последующие пластины мартенсита, расположенные под углом к первым (60°, 120°), ограничены их размерами.
Высокая скорость образования кристаллов мартенсита при низкой температуре протекания превращения объясняется тем, что имеет место непрерывный переход от кристаллической решетки аустенита к решетке мартенсита.
При практически мгновенном (скорость в 3 раза больше скорости звука) переходе атомы смещаются упорядоченно, строго ориентированно на расстояния, меньшие межатомных. При этом сохраняется общая сопрягающаяся плоскость решеток — и -Fe — так называемая когерентная связь. Когерентное превращение обусловливает перемещение атомов только на близкие расстояния при переходе атомов из одной решетки в другую. Поэтому кристаллическая решетка новой фазы мартенсита закономерно ориентирована относительно исходной фазы — аустенита. Из-за когерентного сопряжения решеток и различия удельных объемов фаз (аустенита и мартенсита) мартенситное превращение приводит к возникновению больших внутренних напряжений.
Мартенситное превращение идет в интервале температур начала и конца мартенситного превращения М н и М к . Для эвтектоидной стали оно начинается 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 М к не приводит к его окончательному распаду. Положение точек М н и M к не зависит от скорости охлаждения, но зависит от содержания углерода в стали (рис. 8.9).
Все легирующие элементы, растворенные в аустените, за исключением кобальта и алюминия, понижают точки М н и М к .
Мартенситное превращение очень чувствительно к напряжению, а деформация аустенита может вызвать превращения даже при температурах выше М н (образуется мартенсит деформации ).
пластинчатый (игольчатый
Пластинчатый мартенсит образуется в высокоуглеродистых сталях, имеющих низкие значения М н и М к . В этом случае кристаллы мартенсита в средней зоне содержат большое число микродвойников, образующих зону повышенной травимости, называемой мидрибом (рис. 8.10, а ).
Сами кристаллы мартенсита в этом случае представляют собой широкие пластины, которые в плоскости шлифа имеют вид игл.
Пакетный (реечный) мартенсит характерен для низко- и среднеуглеродистых, а также конструкционных легированных сталей. В этом случае кристаллы мартенсита имеют форму тонких реек, вытянутых в одном направлении (рис. 8.10, б ) и объединенных в пакеты. Тонкая структура пакетного (реечного) мартенсита представляет собой запутанные дислокации высокой плотности ( 1010 –1012 см2 ) при полном отсутствии двойников. В легированных сталях внутри мартенситных пакетов между кристаллами мартенсита, как правило, присутствуют прослойки остаточного аустенита (рис. 8.10, б ).
|
Рис. 8.9. Влияние содержания углерода в стали на температуру начала М н и конца M к мартенситного превращения |
Рис. 8.10. Схема образования пластинчатого (игольчатого) ( а ) и пакетного (реечного) ( б ) мартенсита |
Размеры кристаллов любой морфология мартенсита определяются величиной исходного зерна аустенита. Они тем крупнее, чем больше зерно аустенита. Первая пластина мартенсита имеет протяженность, соответствующую поперечному размеру зерна аустенита. Кристаллы, образующиеся при более низких температурах, имеют уже меньшую протяженность (рис. 8.10, а ).
Если эвтектоидную сталь охладить только до комнатной температуры, то в структуре кроме мартенсита будет присутствовать некоторое количество остаточного аустенита. Наличие остаточного аустенита нежелательно, так как это приводит к неоднородности свойств по сечению и изменению размеров деталей. Последнее обстоятельство объясняется тем, что мартенсит 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 относится то, что оно происходит только при непрерывном охлаждении. Задержка охлаждения при температуре выше температуры конца мартенситного превращения приводит к стабилизации аустенита. Аустенит 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 мартенситного превращения являются его бездиффузионный характер, ориентированность кристаллов и образование при непрерывном охлаждении в интервале температур М н –М к .
Характерной чертой мартенсита является его высокая твердость и прочность, значения которых возрастают с увеличением содержания углерода в мартенсите. Временное сопротивление низкоуглеродистого мартенсита (0,025 % С) составляет 1000 МПа, а мартенсит с содержанием 0,6–0,7 % С имеет временное сопротивление 2 600–2 700 МПа. Однако с повышением в мартенсите содержания углерода возрастает и его склонность к хрупкому разрушению. Мартенсит, содержащий более 0,35–0,4 % С, имеет низкое сопротивление зарождению и распространению трещины, а также низкие значения вязкости разрушения K Iс .
Увеличение удельного объема при образовании мартенсита является одной из основных причин возникновения при закалке больших внутренних напряжений, вызывающих деформацию и коробление изделий, а также появление закалочных трещин.
^
Промежуточное (бейнитное) превращение аустенита протекает в температурной области между перлитным и мартенситным превращениями. Кинетика этого превращения и получающиеся структуры имеют черты кинетики и структур, получаемых при диффузионном перлитном и бездиффузионном мартенситном превращениях: диффузионное перераспределение углерода в аустените между продуктами его распада и мартенситное бездиффузионное превращение .
бейнитом.
Карбид в бейните не имеет пластинчатого строения, свойственного перлиту. Карбидные частицы в бейните очень дисперсны, их можно видеть только под электронным микроскопом.
Различают верхний и нижний бейниты, образующиеся соответственно в верхней и нижней частях промежуточного интервала температур (условная граница между ними 350 °С).
Верхний бейнит имеет перистое строение, а нижний — игольчатое, мартенситоподобное строение.
Пластичность при переходе из перлитной области в бейнитную (верхний бейнит) падает, а затем с понижением температуры вновь возрастает (нижний бейнит).
Снижение пластичности в области верхнего бейнита связано с выделением сравнительно грубых карбидов преимущественно по границам ферритных кристаллов. В нижнем же бейните частицы карбидов расположены внутри кристаллов -фазы, и поэтому при высокой прочности в стали с верхним бейнитом сохраняется высокая вязкость.
^
Приведенные на рис. 8.5 и 8.7 диаграммы изотермического превращения аустенита справедливы как для углеродистых, так и для легированных сталей, не содержащих карбидообразующих элементов. У сталей, легированных карбидообразующими элементами, на изотермической диаграмме существует не один, а два минимума устойчивости переохлажденного аустенита, соответственно расположенных в области перлитного и бейнитного превращений (рис. 8.11).
Оба превращения разделены областью устойчивого аустенита.
Рис. 8.11.
а ) низкое и среднее содержание углерода; б ) высокое содержание углерода
На диаграммах изотермического превращения аустенита доэвтектоидных и заэвтектоидных сталей также, как у углеродистых сталей, появляется дополнительная линия, соответствующая началу выделения избыточного легированного феррита или карбида.
Все легирующие элементы (за исключением кобальта) увеличивают устойчивость переохлажденного аустенита как в области перлитного, так и в области бейнитного превращения. Это проявляется в смещении вправо (в сторону большего времени выдержки) кривых начала и конца распада аустенита. Причиной повышенной устойчивости легированного аустенита в перлитной области является то, что для образования ферритокарбидной структуры в легированной стали требуется прохождение диффузионного перераспределения не только углерода, но и легирующих элементов с образованием легированного феррита, легированного цементита и специальных карбидов. Но диффузия легирующих элементов проходит с малой скоростью и, кроме того, карбидообразующие легирующие элементы заметно снижают скорость диффузии углерода в стали. Одновременно легирующие элементы уменьшают и скорость прохождения полиморфного превращения .
Очень сильно повышается устойчивость переохлажденного аустенита при комплексном легировании стали и при увеличении содержания легирующих элементов в стали. Однако отдельные легирующие элементы неодинаково влияют на устойчивость аустенита соответственно в перлитной и бейнитной областях. Как правило, в легированных сталях с низким и средним содержанием углерода максимальная устойчивость переохлажденного аустенита наблюдается в перлитной области, а минимальная — в бейнитной (рис. 8.11, а ).
Наоборот, в легированных сталях с высоким содержанием углерода максимальная устойчивость аустенита имеет место в бейнитной, а минимальная — в перлитной области (рис. 8.11, б ).
^
Влияние непрерывного охлаждения на превращение аустенита можно проследить путем наложения кривых охлаждения на диаграмму изотермического распада аустенита (рис. 8.12).
Из рассмотрения этих зависимостей видно, что с повышением скорости охлаждения понижается степень переохлаждения аустенита и соответственно тем дисперснее образуется феррито-цементитная структура.
Можно считать, что при небольшой скорости охлаждения v 1 образуется перлитная структура, при бльшей скорости v2 — сорбитная структура и при еще большей скорости — трооститная структура. Бейнитная структура при непрерывном охлаждении углеродистой стали обычно не образуется. При очень высоких скоростях (v4 , vR , v5 ) часть аустенита или весь аустенит переохлаждается до точки М н и превращается либо частично (при v4 ), либо полностью в мартенсит. Минимальную скорость охлаждения, при которой весь переохлажденный до М н аустенит превращается в мартенсит, называют критической скоростью охлаждения (закалки) (vR ).
Критическая скорость закалки зависит от устойчивости аустенита и определяется составом стали. Чем больше становится устойчивость аустенита в результате легирования стали (чем больше сдвигаются вправо С-образные кривые), тем меньше требуется критическая скорость закалки для получения чисто мартенситной структуры.
Углеродистые стали имеют высокую критическую скорость закалки (800–200 °С/с).
Наименьшей критической скоростью обладает эвтектоидная сталь. При введении в сталь 1 % С, 1 % Сr критическая скорость закалки уменьшается в 3 раза, а при введении 0,4 % Mo критическая скорость закалки снижается с 200 до 50 °С/с. Очень сильно снижают критическую скорость закалки марганец, никель. Кобальт — единственный легирующий элемент, понижающий устойчивость аустенита и соответственно повышающий критическую скорость закалки. У многих легированных сталей критическая скорость закалки не превышает 20 °С/с.
Чем крупнее зерно аустенита и чем больше его однородность, тем выше устойчивость переохлажденного аустенита и соответственно меньше критическая скорость закалки.
Рис. 8.12.
Термокинетические диаграммы превращения переохлажденного аустенита
При разработке технологии термической обработки изделий из углеродистых и легированных сталей необходимо иметь представление о температурных интервалах протекания фазовых превращений при непрерывном охлаждении и о проходящих при этом в стали структурных превращениях. Эти представления можно получить с помощью термокинетических диаграмм, представляющих собой диаграммы, построенные в координатах «температура — время», на которые наносятся реальные кривые охлаждения и обозначаются области перлитного, бейнитного и мартенситного превращений конкретного состава стали (рис 8.13).
Рис. 8.13.
а ) эвтектоидная сталь; б ) доэвтектоидная легированная сталь, содержащая 0,39 % С, 1 % Cr, 0,15 % Мо.
Тонкие линии на рис. а соответствуют диаграмме изотермического превращения переохлажденного аустенита
Эти диаграммы показывают, что при малых скоростях охлаждения в углеродистой стали возможен распад аустенита только с образованием ферритно-цементитной структуры различной степени дисперсности — перлита, сорбита, троостита. Промежуточного превращения в углеродистой стали не происходит. При высоких скоростях охлаждения (выше v R ) аустенит претерпевает только мартенситное превращение. В легированной стали присутствует помимо перлитной также бейнитная область, причем повышение скорости охлаждения способствует образованию бейнита. Бейнитное превращение не проходит до конца и в структуре стали после охлаждения будут присутствовать бейнит, мартенсит и остаточный аустенит. Для получения чисто мартенситной структуры охлаждение стали необходимо проводить со скоростью выше критической, при которой не протекают ни перлитное, ни бейнитное превращения.
