Logo GenDocs.ru

Поиск по сайту:  


Загрузка...

Закалка с полиморфным превращением - файл 1.docx


Закалка с полиморфным превращением
скачать (203.7 kb.)

Доступные файлы (1):

1.docx204kb.03.12.2011 08:22скачать

содержание
Загрузка...

1.docx

Реклама MarketGid:
Загрузка...
Содержание
Введение 3

1. Закалка с полиморфным превращением 4

2. Особенности мартенситного превращения в

углеродистых сталях 6

3. Термодинамика мартенситных превращений 11

4. Температура начала мартенситного превращения 17

5. Обратимость мартенситного превращения 20

6. Прокаливаемость и критическая скорость охлаждения 21

7. Способы закалки 26

8. Закалка с обработкой холодом 29

Заключение 30

Список литературы 31



Введение
Термической обработкой называют процесс обработки изделий из металлов и сплавов путем теплового воздействия с целью изме

нения их структуры и свойств в заданном направлении.

Это воздействие может сочетаться также с химическим, дефор

мационным, магнитным и другими воздействиями.

Термическая обработка — самый распространенный в совре

менной технике способ изменения свойств металлов и сплавов. На металлургических и машиностроительных заводах термичес

кая обработка является одним из важнейших звеньев технологи

ческого процесса производства полуфабрикатов и деталей машин. Термообработку применяют как промежуточную операцию для улучшения технологических свойств (обрабатываемости давле

нием, резанием и др.) и как окончательную операцию для прида

ния металлу или сплаву такого комплекса механических, физи

ческих и химических свойств, который обеспечивает необходи

мые эксплуатационные характеристики изделия. Чем ответствен

ней конструкция, тем, как правило, больше в ней термически обра

ботанных деталей.

Теория термической обработки является частью металловеде

ния. Главное в металоведении — это учение о связи между строе

нием и технически важными свойствами металлов и сплавов. При нагреве и охлаждении изменяется структура металлического материала, что обусловливает изменение механических, физиче

ских и химических свойств и влияет на его поведение при обра

ботке и эксплуатации.

^ Теорию термической обработки составляет учение об измене

ниях строения и свойств металлов или сплавов при тепловом воз

действии, не исчезающих после его прекращения.

По глубине и разнообразию структурных изменений, возни

кающих в результате термообработки, с ней не могут сравниться ни механические, ни какие-либо другие воздействия на металлы.



1. ^ Закалка с полиморфным превращением

Этот вид закалки применяется для сплавов, в которых один из компонентов имеет полиморфные превращения.

При закалке с полиморфным превращением нагрев металла производится до температуры, при которой происходит смена типа кристаллической решетки в основном компоненте. Образование высокотемпературной полиморфной структуры сопровождается увеличением растворимости легирующих элементов. Последующее резкое охлаждение ведет к обратному изменению типа кристаллической решетки, однако из-за быстрого охлаждения в твердом растворе остается избыточное содержание атомов других компонентов, поэтому после такого охлаждения образуется неравновесная структура.

Закалка с полиморфным превращением применима к любым металлам и сплавам, в которых при охлаждении перестраивается кристаллическая решётка. Основные параметры процесса — температура нагрева, время выдержки и скорость охлаждения. Нагрев производят до температуры выше критической точки, чтобы образовалась высокотемпературная фаза. Охлаждение должно идти с такой скоростью, чтобы не происходило "нормального" диффузионного превращения и перестройка решётки протекала по механизму бездиффузионного мартенситного превращения. При закалке с полиморфным превращением образуется мартенсит, и поэтому такую термообработку называют закалкой на мартенсит. Углеродистые стали закаливают на мартенсит в воде, а многие легированные, в которых диффузионные процессы протекают замедленно, можно закаливать на мартенсит с охлаждением в масле и даже на воздухе. Основная цель закалки на мартенсит — повышение твёрдости и прочности, а также подготовка к отпуску. Сильное упрочнение сталей при закалке на мартенсит обусловлено образованием пересыщенного углеродом раствора внедрения на базе γ-железа, появлением большего числа двойниковых прослоек и повышением плотности дислокаций при мартенситном превращении, закреплением дислокаций атомами углерода и дисперс

ными частицами карбида, которые могут выделяться на дислокациях в местах сегрегации углерода. Углеродистые стали при закалке на мартенсит резко охрупчиваются. Основная причина этого — малая подвижность дислокаций в мартенсите. Безуглеродистые железные сплавы после закалки на мартенсит остаются пластичными.



^ 2. Особенности мартенситного превращения в углеродистых сталях

Мартенситное превращение было открыто при изучении за

калки сталей. Ниже кратко рассмотрены наиболее характерные особенности мартенситного превращения в углеродистых сталях, которые более наглядно предстают при сравнении с перлитным превращением.

Мартенситное превращение протекает при быстром охлажде

нии углеродистой стали с температур выше А1, например в воде, когда подавлен диффузионный распад аустенита на смесь двух фаз (феррита и карбида), резко отличающихся по составу от исходного аустенита. Концентрация углерода в мартенсите такая же, как и в исходном аустените. Следовательно, в отличие от перлитного превращения мартенситное превращение — бездиффузионное.

^ Рисунок 1. «Стальной» участок диаграммы Fe— Fe3C

2. Превращение аустенита в мартенсит при охлаждении начи

нается с определенной для каждой марки стали температуры Мн или Ms (в индексе стоят первые буквы слов «начало — start»). Температура начала мартенситного превращения не зависит от скорости охлаждения в очень широком диапазоне скоростей, в то время как температура начала перлитного превращения снижается с ростом скорости охлаждения. В отличие от перлитного мартенситное превращение невозможно подавить даже при самых больших дос

тигнутых скоростях охлаждения. ^ Мартенситообразование происходит в определенном интервале температур между верхней мартенситной точкой Мн и нижней мартенситной точкой, обозначаемой Мк или Mf (в индексе стоят первые буквы слов «ко

нец — finish»). На С-диаграмме превращений переохлажденного аустенита при температурах Мн и Мк проходят горизонтали (рис. 2), указывающие на начало и конец мартенситного превра

щения. Зависимость температур начала и конца мартенситного превращения от содержания углерода показана на рис. 3.

^ 3. При температуре Мн превращение только начинается, появляются первые кристаллы мартенсита. Чтобы мартенситное превращение развивалось, необходимо непрерывно охлаждать углеродистую сталь в мартенситном интервале Мн—Мк. Если охлаждение приостановить и выдерживать углеродистую сталь при постоянной температуре внутри этого интервала, то образование мартенсита почти сразу же прекращается. Эта особенность наиболее ярко отличает кинетику мартенситного превращения от перлитного, которое, как показывает С-диаграмма, всегда доходит до конца при постоянной температуре ниже точки Al, т. е. оканчивается полным исчезновением аустенита, если время изотермической выдержки достаточно велико. После мартенситного превращения даже при охлаждении стали до температуры Mк, сохраняется некоторое количество остаточного аустенита.
Рисунок 2. С-диаграмма с мартенситными точками для стали с 0,8% С; А — устойчивый аустенит; Ап — пере

охлажденный аустенит; Аост — оста

точный аустенит; Мрт – мартенсит; Ф — феррит; К — карбид


Рисунок 3. Зависимость темпера

тур начала (Мн) и конца (Мк) мартенситного превращения от содержания углерода в системе Fe-C

В отличие от перлитного мартенситное превращение в угле

родистой стали не имеет инкубационного периода. ^ Длина горизон

тали Мн на рис. 2 никакого физического смысла, как отрезок вре

мени, в течение которого идет мартенситное превращение, не имеет. Горизонталь Мн соответствует температуре, ниже которой чрез

вычайно быстро, практически «мгновенно», образуется некоторое количество мартенсита.

^ Мартенсит образуется в форме пластин, растущих с громад

ной скоростью (порядка 1 км/с) при любых температурах, в том числе и ниже 0° С. После «мгновенного» образования мартенситная пластина не растет. Количество мартенсита при охлаждении ниже точки Мн увеличивается не вследствие подрастания уже образо

вавшихся пластин, а в результате «мгновенного» возникновения все новых и новых пластин. ^ Эта особенность также резко отличает мар

тенситное превращение от перлитного. В процессе развития пер

литного превращения не только образуются новые, но и растут ранее образовавшиеся колонии.

^ Между решетками кристаллов мартенсита и исходного аусте

нита имеется определенное ориентационное соотношение, законо

мерная ориентировка решетки мартенсита по отношению к решетке аустенита, в то время как при перлитном превращении решетки фаз, входящих в эвтектоидную смесь, могут быть и произ

вольно ориентированы по отношению к решетке исходного аустенитного зерна.



При мартенситном превращении в углеродистых сталях на плоской полированной поверхности образца образуется характер

ный рельеф, свидетельствующий об изменении формы превращен

ного объема аустенита. При перлитном превращении такой рельеф не возникает. Характерный рельеф на исходной плоской поверх

ности образца может служить главным внешним признаком мартен

ситного превращения в стали.

^ Мартенситное превращение, открытое при изучении закалки углеродистых и легированных сталей, как выяснилось впоследст

вии, является одним из фундаментальных способов перестройки кристаллической решетки, свойственным самым разным классам кристаллических веществ: чистым металлам, безуглеродистым сплавам на основе железа, сплавам цветных металлов, полупро

водниковым соединениям и др.

Для теории термической обработки наиболее важны исследова

ния мартенситных превращений в системах Fe—С (см. рис. 4) и Fe—Ni (см. рис. 5).

Обе системы представляют исключительно большой практичес

кий интерес: Fe—С как основа сталей, a Fe—Ni как основа сравнительно молодой группы высокопрочных мартенситно-стареющих сплавов.
Рисунок 4. Диаграмма состояния Fe-C


Рисунок 5. Зависимость температур начала мартенситного превращения при охлаждении (Мн), обратного мартен

ситного превращения при нагревании н) и расчетной температуры равен

ства свободных энергий аустенита и мартенсита То = 1/2 (Мн + Ан) от со

держания никеля в системе Fe—Ni (по данным Кауфмана и Коэна): пунктирные лилии — границы α- и γ-областей на диаграмме стабильных равновесий



^ 3. Термодинамика мартенситных превращений

Начнем термодинамический анализ с простейшего случая (рис. 6) — система характеризуется полиморфизмом твердого раствора и отсутствием трехфазных равновесий (эвтектоидных, перитектоидных). При достаточно медленном охлаждении сплава С0 (рис. 6, а) в интервале температур от точки 1 до точки 2 протекает полиморфное превращение β1–2' → α 1'–2.

Рисунок 6. Участок диаграммы состояния системы с полиморфизмом твердого раствора (а) и кривые свободная энергия – состав для α- и β- фаз при разных температур (б)

^ При любой температуре α- и β- растворы на базе модификаций компонента А характеризуются своими кривыми свободная энер

гия — состав (рис. 6, б). При температуре Т0 кривая свободной энергии β-фазы расположена ниже соответствующей кривой α-фазы, т. е. β-раствор при любой его концентрации стабильнее α-раствора (Fβ < Fα). Кривые Fα и Fβ сходятся в точке рав

новесия двух моди

фикаций чистого компонента А (см. соответствующую температуру Т0 на рис. 7).

Рисунок 7. Зависимость свободной энер

гии двух фаз от температуры

С понижением температуры до Т1, Т2 и Т3 свободная энергия α- и β-фаз возрастает, причем так, что кривые Fα и Fβ пересекаются. Общая касательная к двум кривым свободной энергии определяет концентрации фаз, находящихся в равновесии при данной темпе

ратуре. Например, касательная аb на рис. 6, б харак

теризует равновесие α-фазы состава α'- и β-фазы состава β' при температуре Т2 (см. рис. 6, а).

Стабильное равновесие αα' + ββ' достигается при очень мед

ленном охлаждении, когда полиморфное превращение сопровож

дается диффузионным перераспределением компонентов между исходной и новой фазами. При ускоренном охлаждении сплава из β-области такое перераспределение компонентов может быть пол

ностью подавлено.

Сопоставим при разных температурах значения свободной энер

гии α- и β-фаз одинакового состава, отвечающего составу сплава С0.

При температуре Т1 Fβ < Fα (точки d и f на рис. 6, б), при Т2 Fβ = Fα (точка g) и при Т3 Fβ > Fα (точки m и n). Следова

тельно, свободная энергия исходной β-фазы при охлаждении воз

растает интенсивнее, чем свободная энергия α-фазы того же состава, и ниже некоторой температуры (Т2 для сплава С0) фазы меняются местами по величине свободной энергии: исходная фаза обладает большей свободной энергией, чем новая. Кривые температурной зависимости свободной энергии двух модификаций твердого рас

твора одина

кового состава идут, пересекаясь, аналогично соответ

ствующим кривым двух модификаций чистого компонента (см. рис. 7). Принципиальное различие состоит в том, что в случае чистого металла точка пересечения кривых свободной энергии от

вечает температуре стабильного равновесия двух его модификаций, а в случае сплава—температуре метастабильного равновесия переохлажденного β-раствора с метастабильным α-раствором того же состава. Если бы успело произойти диффузионное перераспре

деление компонентов, то при рассматриваемой температуре ме

тастабильного равновесия Т2 в сплаве С0 образовалась бы равно

весная смесь фаз разного состава αа' + βb'.

Для любого сплава рассматриваемой системы можно указан

ным способом отметить на диаграмме состояния температуру ра

венства свободных энергий метастабильных α- и β-фаз одинакового состава. Геометрическим местом точек таких температур является линия Т0Т'0 на рис. 6, а.

В любом сплаве при переохлаждении исходной β-фазы до тем

ператур ниже линии Т0Т'0 ее свободная энергия становится больше, чем у α-фазы того же состава, т. е. появляется термодинамический стимул ΔF = FβFα полиморфного превращения β → α без изменения состава. Например, в сплаве С0 при превращении β-фазы состава С0 в α-фазу того же состава этот стимул («движу

щая сила» превращения) при температуре Т3 равен отрезку mn.

Превращения без перераспределения компонентов, называемые бездиффузионными или безызбирательными, возможны и при кри

сталлизации жидких растворов. Но если при кристаллизации ме

таллического расплава обычно трудно достичь таких переохлажде

ний, которые бы обеспечили прохождение бездиффузионной кри

сталлизации жидкого раствора, то в твердом состоянии из-за го

раздо меньшей диффузионной подвижности атомов очень часто достигаются переохлаждения ниже линии Т0Т'0, когда становится термодинамически возможным полностью бездиффузионное поли

морфное превращение твердого раствора. Кинетически такое пре

вращение в условиях низкой подвижности атомов возможно, так как оно совершается путем осо

бого, мартенситного механизма перестройки решетки. Образующаяся при этом фаза называется мартенситом.

При бездиффузионном мартенситном и при диффузионном «нор

мальном» превращении в сплаве С0 образуется фаза, которая при комнатной температуре является ненасыщенным твердым раство

ром компонента ^ В в низкотемпературной модификации компонента А (α-раствор насыщен в точке r).

В более легированном сплаве состава С'0 (см. рис. 6, а) в ре

зультате бездиффузионного превращения образуется мартенситная α-фаза, которая при комнатной температуре является пересыщен

ным твердым раствором компонента В в низкотемпературной моди

фикации компонента А, так как в этом сплаве состав мартенсита (С'0) находится правее точки насыщения α-фазы в равновесных усло

виях (r). Следовательно, мартенсит в сплавах, может быть и пере

сыщенным, и ненасыщенным твердым раствором легирующего элемента в низкотемпературной модификации базового компонента.

Рассмотрим теперь на примере сплавов Fe—С превращения в системе эвтектоидного типа.

Распад аустенита на феррито-карбидную смесь — это связан

ный с перераспределением углерода диффузионный процесс с пере

мещением атомов на расстояния, намного превышающие период решетки аустенита.

При быстром охлаждении углеродистой стали (закалка в воде — сотни градусов в секунду) аустенит успевает сильно переохладиться, не претерпев диффузионного распада на смесь двух фаз. Но аустенит не может полностью сохраниться при любом сколь угодно быстром охлаждении до комнатной температуры, так как в углеродистой стали его свободная энергия, начиная с некоторой температуры Т0, оказывается выше свободной энергии пересыщен

ного твердого раствора углерода в α-железе (мартенсита), имею

щего состав, одинаковый с составом исходного аустенита, и отли

чающегося от него типом кристаллической решетки.



Мартенсит — метастабильная фаза; она отсутствует на диа

грамме состояния Fe—С (см. рис. 4), так как в равновесных усло

виях, когда система обладает абсолютным минимумом свободной Энергии, структура сталей ниже точки А1 (727° С) состоит из смеси двух стабильных фаз — феррита и цементита. Мартенсит при лю

бых температурах обладает большей свободной энергией, чем эта смесь, но ниже температуры Т0 он отличается меньшей свободной энергией, чем переохлажденный аустенит. Когда в условиях боль

шого переохлаждения не может произойти диффузионный распад аустенита на феррито-карбидную смесь, приводящий систему к абсолютному минимуму свободной энергии, то аустенит бездиф

фузионным способом превращается в мартенсит, что приводит систему к относительному минимуму свободной энергии. У аусте

нита гранецентрированная кубическая решетка γ-железа, а у мар

тенсита — тетрагональная, близкая к объемноцентрированной ку

бической решетке α-железа. Ниже точки А1 решетка γ-железа ста

бильно существовать не может. При больших переохлаждениях в условиях малой подвижности атомов полиморфное γ→α -пре

вращение происходит, но углерод не успевает выделиться из рас

твора в виде карбидной фазы.

В α-железе при комнатной температуре равновесная раствори

мость углерода ничтожна (см. рис. 4). Поэтому мартенсит, обра

зующийся в результате бездиффузионного полиморфного превра

щения аустенита в углеродистой стали, всегда является пересы

щенным раствором внедрения углерода в α-железе. Чем больше углерода в исходном аустените, тем больше его и в мартенсите. С увеличением пресыщенности мартенсита углеродом растет тетра

гональное искажение его решетки: отношение осей с/а = 1 + 0,046 р, где р — концентрация углерода, % (по массе). У чистого α -железа с/а = 1 (кубическая решетка), а у мартенсита, содержа

щего 2% углерода, с/а — 1,09.

В системе с эвтектоидным превращением на диаграмму состоя

ния можно нанести линию температур равенства свободных энер

гий двух модификаций твердого раствора. Линия Т0 на рис. 8 указывает температуры метастабильного равновесия переохла

жденного аустенита и мартенсита, имею

щих одинаковую концен

трацию углерода. Каждая точка на линии Т0 отвечает для стали данного состава пересечению температурных кривых свободной энергии аустенита и мартенсита (рис. 9). Из-за того, что хими

ческий состав двух твердых растворов одинаков, двухкомпонентная система Fe—С ведет себя как однокомпонентная (сравните рис. 9 и 7).

^ Рисунок 8. Зависимость температуры равенства свободных энергий аустенита и мартенсита одинакового состава (Т0) и температуры Мн от содержания углерода в системе Fe–C
Рисунок 9. Зависимость свободных энергий аустенита (FА) и мартенсита (FМ) от температуры


^ 4. Температура начала мартенситного превращения

Мартенситное превращение не может начинаться при любом сколь угодно малом переохлаждении относительно температуры Т0. Здесь существует аналогия с полиморфным превращением в однокомпонентной системе. Образование кристалла мар

тенсита связано не только с понижением объемной свободной энер

гии (ΔFo6 на рис. 9), но и с появлением поверхностной энергии (ΔFnов) и, что особенно важно, энергии упругой деформации (ΔFynp), препятствующих превращению. Энергия упругой дефор

мации возникает, во-первых, из-за изменения удельного объема при фазовом превращении (при γα -превращении в сплавах на основе железа удельный объем возрастает на 2—3%) и, во-вторых, из-за когерентности решеток мартенсита и исходной фазы.

Результирующее уменьшение свободной энергии системы ΔF = – ΔFo6 + ΔFпов + ΔFyпр. Для начала мартенситного превра

щения необходимо настолько переохладить аустенит ниже темпе

ратуры метастабильного равновесия его с мартенситом, чтобы тер

модинамический стимул превращения (ΔFo6) достиг необходимой величины. Поэтому температура начала мартенситного превраще

ния (мартенситная точка Мн) всегда находится ниже температуры Т0. В системе Fe—С разность температур Т0 – Мн ~ 200250°С (см. рис. 8).

Температура Мн может служить характеристикой сплава опре

деленного состава (при данном режиме предварительной обработки). Горизонталь при температуре Мн на рис. 2 указывает, что мартен

ситное превращение в данной стали начинается при одной и той же температуре независимо от скорости охлаждения.

Более поздние исследования показали, что по достижении очень больших скоростей охлаждения температура Мн все же изменяется, но не снижается, как это происходит с температурой нормального превращения при ускорении охлаждения, а возрастает (рис. 10).


Рисунок 10. Зависимость температуры начала мартен

ситного превращения (Мн) от скорости охлаждения при закалке (υохл) в сплавах же

леза с 0,5 и 0,7% С (Ансел, Донэчи, Мэслер)

^ Так, в стали с 0,5% С при скорости охлаждения менее 6600° С/с температура Мн практически постоянна и равна 370°С. С уве

личением скорости охлаждения от 6600 до 16 500° С/с точка Мн поднимается с 370 до 460°С и далее с ускорением охлаждения не меняется. Этому можно дать следующее объяснение.

^ При скоростях охлаждения в сотни и тысячи градусов в се

кунду аустенит находится в переохлажденном состоянии выше точки Мн в течение времени порядка десятых долей секунды — секунд. За это время быстрая сегрегация очень подвижных атомов углерода успевает образовать равновесную концентрацию его на дефектах решетки аустенита, создавая тем самым его максимальное упрочнение. В таком аустените мартенситное превращение пре

дельно затруднено, температура Мн минимальна и не зависит от скорости охлаждения в некотором диапазоне скоростей, в том числе и при обычных скоростях закалки (см. левый горизонтальный участок кривых на рис. 10). Начиная с некоторой скорости охлаждения, указанная сегрегация углерода в аустените успевает прохо

дить все в меньшей степени и точка Мн поднимается. Наконец, при очень больших скоростях охлаждения время пребывания стали в аустенитном состоянии выше точки Мн становится столь мало (порядка сотых долей секунды), что сегрегация углерода на дефек

тах решетки 

аустенита в период закалки практически полностью подавляется и не влияет на мартенситное превращение — точка Мн постоянна (см. правый горизонтальный участок кривых на рис.10).

^ Состав сплава обычно сильно влияет на температуру начала мартенситного превращения. С повышением содержания углерода в стали точка Мн сильно снижается: в сталях, содержащих менее 1% С, она находится выше 200°С, а при содержании углерода около 2% близка к комнатной температуре (см. рис. 3).

^ Содержание углерода в стали и в аустените не всегда одинаковое, так как углерод входит в состав карбидов. Карбиды, сосуще

ствующие с аустенитом, сами по себе не влияют на точку Мн. ^ При повышении температуры закалки, когда карбиды растворяются в аустените и концентрация углерода в нем возрастает, точка Мн снижается.

Изменение состава влияет на температуру начала мартенситного превращения, так как меняется температура Т0, а также степень переохлаждения Т0—Мн. В частности, добавки, увеличивающие модуль упругости матрицы (аустенита), затрудняют образование мартенсита: ΔFynp растет и соответственно степень переохлажде

ния Т0Mн увеличивается.



^ 5. Обратимость мартенситного превращения

Из схемы на рис. 9 вытекает, что сплав, закаленный на мар

тенсит, при нагреве до температур выше Т0 может претерпеть обратное мартенсито-аустенитное превращение, когда будет до

стигнута определенная степень перегрева и определенная движу

щая сила превращения ΔF. По аналогии сточкой Мн, температуру начала бездиффузионного образования аустенита обозначают через Ан (рис. 5).

Образование аустенита мартенситным путем возможно только в таких условиях, когда подавлено диффузионное перераспределе

ние компонентов в исходном мартенсите. Для этого температура Т0 должна быть невысокой, а нагрев надо проводить ускоренно.

В углеродистых сталях обратное мартенситное превращение не было обнаружено, что можно объяснить высокой подвижностью атомов углерода в растворе внедрения: при нагреве диффузионный распад мартенсита (отпуск) проходит раньше, чем достигается тем

пература Ан.

Обратное мартенситное превращение наблюдали в сплавах си

стемы Fe—Ni (при высоком содержании никеля, когда точка Т0 до

статочно низка), в медных сплавах (например, алюминиевых брон

зах) и в титановых сплавах. В этих сплавах обратное мартенситное превращение имеет все главные признаки прямого. Скорость нагрева мало влияет на точку Ан. Превращение, начинаясь при одной температуре (Ан), заканчивается при более высокой температуре (Ак). Например, в сплаве Fe — 32,5% Ni температура Ан = 300…310° С, а Ак = 400…410° С. При обратном мартенситном превращении наблюдается рельеф на полированной поверх

ности образца, причем иногда он воспроизводит рельеф прямого превращения.

Разница между температурами Ан и Мн (температурный гисте

резис) может составлять как несколько градусов, так и сотни гра

дусов. Большой гистерезис обусловлен высокой энергией упругой деформации матрицы (ΔFyпp), препятствующей образованию в ней кристаллов новой фазы.



^ 6. Прокаливаемость и критическая скорость охлаждения

При закалке на мартенсит сталь должна охлаждаться с зака

лочной температуры так, чтобы аустенит, не успев претерпеть распад на феррито-карбидную смесь, переохладился ниже точки Мн. Для этого скорость охлаждения изделия должна быть выше критической. Критическая скорость охлаждения — это мини

мальная скорость, при которой аустенит еще не распадается на феррито-карбидную смесь.

^ В первом приближении критическая скорость охлаждения при закалке определяется наклоном касательной к С-кривой начала распада аустенита (υкр на рис. 11). При таком определении полу

чается величина, примерно в 1,5 раза превышающая истинную критическую скорость. Истинную скорость vKP можно получить при использовании термокинетических диаграмм. На рис. 12 представлена такая диаграмма для стали 35ГС. Пересечения кри

вых охлаждения с линиями термокинетической диаграммы пока

зывают температуры начала и конца соответствующего превраще

ния, а цифры у кривых — значения твердости по Бринеллю по окончании охлаждения. Минимальная скорость охлаждения при закалке на мартенсит стали 35ГС должна быть такой, чтобы не началось бейнитное превращение (А → Б).

Скорость охлаждения на поверхности изделия может быть больше критической, а в центре — меньше. В этом случае аустенит в поверхностных слоях превратится в мартенсит, а в центре изде

лия испытывает перлитное превращение, т. е. деталь не прока

лится насквозь. Прокаливаемость — одна из важнейших харак

теристик стали. Под прокаливаемостью понимают глубину про

никновения закаленной зоны.

^ Прокаливаемость зависит прежде всего от критической ско

рости охлаждения. На рис. 13 изображена кривая распределения скоростей охлаждения по диаметру цилиндрического образца в сопоставлении с величиной критической скорости. Кольцевой объем около поверхности изделия охлаждается со скоростью больше критической, и поэтому он закален на мартенсит. 

Сердце

вина цилиндра охлаждается со скоростью меньше, чем крити

ческая, и поэтому она не закалена на мартенсит. В массивной детали большого сечения после закалки можно наблюдать всю гамму структур: плавный переход от мартенсита около поверхности через троостомартенсит, троостит и сорбит до перлита в центре.

^ Рисунок 11. Определение критиче

ской скорости закалки по С-диаграмме: υц и υп скорости охлаждения центра и поверхности изделия; 1 – начало распада аустенита; 2— окон

чание распада аустенита

Рисунок 12. Термокинетическая диаграмма для стали 35ГС, содержащей 0,34% С, 1% Мn, 0,76% Si (К. Ф. Стародубов, Ю. 3. Борковский, В. В. Парусов)

Рисунок 13. Прокаливаемость цилиндра: а — несквозная прокаливаемость; б — сквозная прокаливаемость; 1 — кривая распределе

ния скоростей 

охлаждения по диаметру ци

линдра; 2 — критическая скорость охлажде

ния (заштрихован слой, закаленный на мар

тенсит)

Если центр изделия охла

ждается со скоростью больше критической, то деталь зака

ливается на мартенсит на

сквозь (рис.13, б). Как вид

но на рис. 13, для уве

личения прокаливаемости детали данного сечения не

обходимо или повышать ско

рость охлаждения (кривая 1 сдвигается вверх), или пони

жать критическую скорость закалки: и в том, и в другом случае заштрихованное сече

ние закаленной зоны будет возрастать.

^ Критическая скорость ох

лаждения зависит от всех факторов, влияющих на скорость распада аустенита. Факторы, увеличивающие стойкость переохлажденного аустенита против распада, т. е. сдвигающие С-кривые вправо, увеличивают прокаливаемость (при сдвиге С-кривой вправо касательная к ней располагается под мень

шим углом).

Так как для зарождения эвтектоида необходимы местные обо

гащения и обеднения γ-раствора углеродом, то чем однороднее аустенит, тем более устойчив он против эвтектоидного распада и тем больше прокаливаемость.

С укрупнением действительного аустенитного зерна умень

шается суммарная межзеренная поверхность, на которой предпо

чтительно начинается распад, и прокаливаемость увеличивается.

Увеличение температуры нагрева и времени выдержки перед закалкой приводит к выравниванию концентрации γ-раствора и к росту аустенитного зерна, т. е. повышает устойчивость пере

охлажденного аустенита. Поэтому с ростом температуры нагрева выдержки перед закалкой прокаливаемость стали увеличивается, причем первый фактор более эффективен.

Очень сильно на прокаливаемость влияет химический состав аустенита. С повышением концентрации углерода в аустените он делается устойчивее и критическая скорость закалки уменьшается. Наименьшей критической скоростью, т. е. наилучшей прокаливаемостыо, обладают стали, состав которых близок к эвтектоидному. Повышение критической скорости у заэвтекто

идных сталей объясняется тем, что они закаливаются не из аустенитной области, а с температур выше А1, но ниже Аст (см. рис. 14). С увели

чением содержания углерода в заэвтектоидной стали концентрация его в аустените при нормальной температуре закалки (A1 + 35—60°С), не повышается, а количество цементита растет.

Рисунок 14. Интервал тем

ператур нагрева под закалку углеродистых сталей

Частицы цементита, являясь затравкой для перлитного превра

щения, уменьшают устойчивость переохлажденного аустенита. Поэтому с повышением содержания углерода в заэвтектоидной стали критическая скорость закалки возрастает. Если заэвтектоидные стали закаливать с температур выше Аст (из аустенитной области), то критическая скорость охлаждения будет непрерывно уменьшаться с увеличением содержания углерода в стали, так как при этом повышается концентрация углерода в аустените.

Прокаливаемость углеродистой стали значительно возрастает при введении в нее сотых и тысячных долей процента бора. Это предположительно объясняли тем, что бор, будучи поверхностно активным элементом в γ-растворе, концентрируется по границам зерен аустенита, снижает здесь зернограничную энергию, затруд

няя тем самым предпочтительное образование центров распада по границам зерен.

Быстрое обогащение бором границ аустенитных зерен во время охлаждения стали теперь надежно экспериментально доказано. Однако механизм затруднения распада аустенита в участках, обогащенных бором, остается не

выясненным. Сравнительно не

давно установлено, что в стали, содержащей тысячные доли про

цента бора, до появления избыточного феррита по границам зерен аустенита выделяются дисперсные частицы Fe23 (В, С)6. Поэтому не ясно, эти ли частицы или, как ранее полагали, атомы бора в твердом растворе в приграничной зоне (в области его сегре

гации) затрудняют зарождение избыточного феррита и соответ

ственно повышают прокаливаемость стали.

^ Сталь одной марки, но разных плавок обладает различной прокаливаемостью, что объясняется различием в размере аусте

нитного зерна, влиянием неконтролируемых количеств раство

ренных примесей и включений оксидов, нитридов, сульфидов и др.

За исключением кобальта, все легирующие элементы, раство

ренные в аустените, затрудняют его распад, уменьшают крити

ческую скорость закалки и улучшают прокаливаемость. Для этой цели широко используют добавки марганца, никеля, хрома и мо

либдена. Особенно эффективно комплексное легирование, при, котором полезное влияние отдельных элементов на прокаливае

мость взаимно усиливается. Например, для стали с 0,4% С и 3,5% Ni критическая скорость закалки равна 150° С/с, а до

бавление 0,75% Мо снижает эту скорость примерно до 4° С/с.

Увеличение прокаливаемости при легировании используют в двух направлениях. Во-первых, применение легированной стали обеспечивает сквозную прокаливаемость в таких больших сечениях, которые невозможно прокалить насквозь, если использовать углеродистую сталь.

^ Во-вторых, для изделий небольшого сечения замена углероди

стой стали легированной позволяет перейти к менее резкому за

калочному охлаждению. Применяя углеродистую сталь, можно прокалить насквозь изделие небольшого сечения, если применять закалку в воде. Но при этом могут возникнуть недопустимо боль

шие остаточные напряжения, а также коробление и трещины, особенно в изделиях сложной формы.



7. Способы закалки

Так как нет такой закаливающей среды, которая давала бы быстрое охлаждение в интервале температур 650—400° С и мед

ленное охлаждение выше и главным образом ниже этого интер

вала, то применяют различные способы закалки, обеспечивающие необходимый режим охлаждения.

Для уменьшения скорости охлаждения в мартенситном интер

вале применяют закалку в двух средах. Вначале деталь погружают в воду и после короткой выдержки в воде переносят в масло. Поэтому такой способ закалки называют закалкой через воду в масло.

^ Быстрое охлаждение в воде предотвращает перлитное прев

ращение, а последующее замедленное охлаждение в масле уменьшает закалочные напряжения в мартенситном интервале. Наиболее ответственный момент — выдержка в воде, продолжи

тельность которой устанавливают для каждого конкретного из

делия. И передержка, и недодержка в воде могут привести к браку. При недодержке в воде происходит частичный или полный распад аустенита и получается заниженная твердость, а при передержке возникают более сильные закалочные напряжения, которые могут привести к короблению и образованию трещин. Несмотря на указанные недостатки, закалку через воду в масло широко применяют в производстве режущего инструмента из углероди

стой стали (углеродистая сталь обладает небольшой прокаливаемостью, и режущий инструмент из нее нельзя закаливать в масле).

Другой способ уменьшения скорости охлаждения в мартенсит

ном интервале — ступенчатая закалка. Нагретое до температуры закалки изделие быстро погружают в ванну с горя

чей средой, а затем после некоторой выдержки выдают на воздух или погружают в холодное масло. Впервые закалка в горячей среде была описана Д. К. Черновым. В 1885 г. в известном докладе «О приготовлении стальных бронепробивающих снарядов» Д. К. Чернов сообщил, что снарядная сталь при закалке в рас

плаве свинца с оловом приобретает такую же твердость, как и при закалке в холодной воде.



При выборе режима ступенчатой закалки помогает С-диаграмма. Температуру горячей среды (температуру «ступеньки») выбирают вблизи мартенситной точки (на 20—30° С выше нее) в области высокой устойчивости переохлажденного аустенита. Время выдержки в горячей среде (длина «ступеньки») должно быть меньше инкубационного периода при соответствующей темпера

туре. Ступенчатая закалка более проста в исполнении, чем за

калка через воду в масло, и дает более стабильные результаты. Другое важное преимущество ступенчатой закалки — выравни

вание температуры по сечению изделия при выдержке в горячей среде. Мартенситное превращение после этой выдержки происхо

дит при медленном охлаждении и одновременно по всему объему, в результате чего уменьшаются закалочные напряжения. Наконец, весьма существенное преимущество — то, что сталь при темпера

туре «ступеньки» находится в аустенитном состоянии. После из

влечения из горячей среды изделие некоторое время пластично, и его можно править для устранения коробления. Это особенно ценно для тонких и длинных изделий, при закалке которых даже в горячей среде неизбежно коробление. Часто используют правку вручную, но наилучшие результаты дает правка под прессом. Правка может продолжаться при охлаждении ниже точки Мн, так как непосредственно в момент мартенситного превращения (но не после его окончания) пластичность повышена.

Основной недостаток ступенчатой закалки — малая скорость охлаждения в горячей среде. Поэтому применение ступенчатой закалки к углеродистым сталям ограничено изделиями небольшого сечения (до 8—10 мм толщи

ной). Изделие большого сечения охлаждается в горячей среде медленно, и аустенит успевает претерпеть эвтектоидный распад. Изделия из легированных сталей, у которых меньше критическая скорость охлаждения, проще подвергать ступенчатой закалке. Так, например, ступенчатой закалкой широко пользуются при об

работке инструментов и деталей машин из хромистой стали (ШХ15, ХВГ и 9ХС).



Разновидностью ступенчатой закалки является закалка в го

рячей среде, температура которой несколько ниже мартенситной точки. Более низкая температура «ступеньки» обеспечивает боль

шую прокаливаемость, а так как количество мартенсита еще не

велико, то основные преимущества ступенчатой закалки сохра

няются. Но править изделие при этом уже нельзя.

^ При ступенчатой закалке используют три группы горячих сред: минеральные масла, расплавы селитр и расплавы ще

лочей.

Если длина «ступеньки», находящейся в температурном ин

тервале бейнитного превращения, больше времени изотермиче

ского распада аустенита, то операцию термообработки назы

вают изотермической или бейнитной закалкой.

Резкое уменьшение закалочных напряжений и коробления — важное преимущество изотермической закалки. Кроме того, у изотермической закалки есть и другое преимущество. При бейнитном превращении в некоторых легированных сталях сохра

няется большое количество остаточного аустенита, который не превращается в мартенсит при охлаждении после изотермической выдержки. Изотермическая закалка таких сталей обеспечивает высокую ударную вязкость, резко уменьшает чувствительность к надрезу по сравнению с закаленной на мартенсит и отпущенной сталью. Следовательно, изотермическая закалка позволяет по

высить конструктивную прочность стали.



^ 8. Закалка с обработкой холодом

Во многих сталях мартенситный интервал н—Мк) прости

рается до отрицательных температур (см. рис. 3). В этом слу

чае в закаленной стали содержится остаточный аустенит, кото

рый можно дополнительно превратить в мартенсит, охлаждая изделие до температур ниже комнатной. По существу такая обра

ботка холодом (предложена в 1937 г. А. П. Гуляевым) продолжает закалочное охлаждение, прерванное при комнатной температуре, которая не является критической для металла.

^ Обработку холодом можно проводить всегда, когда точка Мк лежит ниже нуля. Эффект обработки холодом зависит от количе

ства остаточного аустенита при комнатной температуре. С увели

чением содержания углерода в стали мартенситный интервал снижается в область более низких температур и увеличивается количество остаточного аустенита, который превращается в мар

тенсит при охлаждении закаленной стали до температуры нижней мартенситной точки Мк. Охлаждение стали ниже точки Мк не имеет смысла, так как оно не приводит к дополнительному мартенситному превращению.

^ Основное назначение обработки холодом — стабилизация раз

меров изделий. Структура закаленной стали с большим коли

чеством остаточного аустенита не стабильна. Уже при комнатной температуре, а тем более при небольшом климатическом пони

жении температуры остаточный аустенит постепенно превращается в мартенсит. Это превращение сопровождается увеличением объ

ема, и размеры изделия меняются. У таких изделий, как шарико- и роликоподшипники, калибры и другой мерительный инстру

мент, размеры должны выдерживаться с точностью до микрона и долей микрона. Эти изделия для стабилизации размеров обрабатывают холодом. Во многих случаях даже не требуется глу

бокого охлаждения ниже нуля, а достаточно охладить закаленную деталь в воде с температурой от +5 до +10° С.



Заключение
Закалка с полиморфным превращением применяется для сплавов, в которых один из компонентов имеет полиморфные превращения.

При закалке с полиморфным превращением нагрев металла производится до температуры, при которой происходит смена типа кристаллической решетки в основном компоненте. Образование высокотемпературной полиморфной структуры сопровождается увеличением растворимости легирующих элементов. Последующее резкое охлаждение ведет к обратному изменению типа кристаллической решетки, однако из-за быстрого охлаждения в твердом растворе остается избыточное содержание атомов других компонентов, поэтому после такого охлаждения образуется неравновесная структура.

Существует 4 вида закалки с полиморфным превращением:

1) непрерывная закалка – охлаждение изделия непрерывно в воде или масле.

2) прерывистая закалка – быстрое охлаждение сначала в одной среде до температуры выше Мн на ~100°С, потом более медленное в другой (например: в воде, потом в масле).

3) ступенчатая закалка – быстрое охлаждение до температуры выше Мн на ~50°С, небольшая выдержка при этой температуре, для стабилизации температуры детали по сечению, далее медленное охлаждение, обычно на воздухе.

4) изотермическая закалка – выполняется также, как и ступенчатая, только интервал выдержки при температуре выше Мн на ~50°С более длителен, в этот период происходит распад аустенита с образованием нижнего бейнита.



Список литературы
1. Материаловедение: Учебник для высших технических учебных заведений. Б. Н. Арзамасов, И. И. Сидорин, Г. Ф. Косолапов и др.; Под общ. ред. Б. Н. Арзамасова.—2-е изд., испр. и доп.— М.: Машиностроение, 1986.— 384 с; ил.

2. Термическая обработка в машиностроении: Справочник/Под ред. Ю.М. Лахтина, А. Г. Рахштадта. — М.: Машиностроение, 1980. —783 с., ил.

3. Теория термической обработки металлов. Учебник. Изд. 3-е, испр. и доп. Новиков И. И. М., «Металлургия», 1978. 392 с.

4. Материаловедение и технология металлов: Учеб. для студентов машиностроит. спец. вузов / Г.П. Фетисов, М.Г. Карпман, В.М. Матюнин и др.; Под ред. Г.П. Фетисова — 3-е изд., испр. и доп. — М.: Высш. шк., 2005. — 862 с; ил.

5. Фиргер И. В. Термическая обработка сплавов: Справочник. — Л.: Машиностроение. Ленингр. отд-ние, 1982. — 304 с, ил. (Серия справочников для рабочих.)





Скачать файл (203.7 kb.)

Поиск по сайту:  

© gendocs.ru
При копировании укажите ссылку.
обратиться к администрации
Рейтинг@Mail.ru