Характеристика превращений переохлажденного аустенита

Наименование фазового превращения	Возможность диффузии атомов		Получаемая микроструктура	Использование при термической обработке
	С	Fe
Перлитное	да	да	Перлит, сорбит, троостит (зависит от степени переохлаждения А)	Отжиг
Бейнитное	да	нет	Бейнит	Изотермическая закалка
Мартенситное	нет	нет	Мартенсит	Закалка

Рассмотрим подробнее вышеуказанные фазовые превращения.

Перлитное превращение. Это превращение «аустенит  феррит+ + цементит», основанное на диффузии атомов углерода и железа, происходит в два этапа (рис. 5):

 образование зародышей цементита и феррита на границах зерен аустенита (первоначально образуется цементит в микрообъемах, обогащенных углеродом);

 совместный рост кристаллов феррита и цементита, образующих колонию (участок) перлита.

Рис. 5 Схема возникновения и роста участков перлита

Скорость образования зародышей феррита и цементита, а также скорость роста участков «Ф+Ц» зависит от степени переохлаждения аустенита относительно равновесной температуры А₁, т.е. от температуры превращения (рис. 6).

Рис. 6. Зависимость числа зародышей (центров) и скорости роста

участков (Ф+Ц) от температуры превращения (И.Л. Миркин)

С понижением температуры перлитного превращения уменьшается величина , равная сумме толщин пластин феррита и цементита ( = _ф+_ц), а твердость смеси «Ф+Ц» возрастает. Структуры, отличающиеся по величинам  феррита и цементита, а также по твердости, получили разное наименование, как показано в табл. 2.

Таблица 2

Характеристики структур

Наименование структуры	перлит	сорбит	троостит
, мкм	0,6…1,0	0,25…0,30	0,10…0,15
НВ	180…250	250…350	350…450

Мартенситное превращение. Это превращение происходит при пониженных температурах в определенном интервале между верхней мартенситной линией М_н и нижней мартенситной линией М_к. При этих температурах диффузия атомов углерода и железа не происходит. Температуры М_н и М_к снижаются с повышением содержания углерода в стали (рис.7).

Рис.7.Зависимость положения линий Мни Мкот содержания углерода в стали

У сталей с С0,6 % линия Мк находится ниже 0 С. При охлаждении в воде комнатной температуры t=20С в таких сталях мартенситное превращение АМ до завершения не происходит. Структура этих сталей после закалки состоит из мартенсита и остаточного аустенита. В условиях отсутствия диффузии атомов железа и углерода мартенситное превращение происходит путем направлен-ного ориентированного сдвига, смещения не отдельных атомов, а целых групп атомов Железа в определенном направлении от- носительно кристаллической решетки аус-

тенита. Характерно, что смещение атомов железа происходит на малые расстояния, меньшие, чем расстояния между атомами железа. Соседние атомы для любого атома в аустените остаются соседями этого же атома и в новой фазе мартенсита.

Геометрическая схема одного из вариантов преобразования двух гранецентрированных кубичес-ких решеток аустенита в тетрагональную решетку (прямоугольный параллепипед) пред-ставлена на рис.8 (по Г.В. Курдюмову).

Окончательно решетка мартенсита формиру-ется дополнительным сжатием в горизонтальной плоскости исходной тетрагональной ячейки аустенита и расширением в вертикальной плоскости (дефор-мация Бейна).

Истинные траектории перемещения атомов железа при их смещении в процессе мартенситного превращения неизвестны (И.И. Новиков).

Рис. 8. Схема перестройки Таким образом, в результате описанного превра-

двух кристаллических реше- щения формируется тетрагональная кристаллическая

ток аустенита в тетрагональ- решетка мартенсита, близкая к объемно-центрирован-

ную решетку: ной решетке Fe (рис.9). У мартенсита отношение

-атомы железа; (с/а) 1, а у Fe (с/а)=1,0. Вследствиеотсутствия диф-

- атом углерода фузии атомов углерода его концентрация в аустените

и образовавшемся мартенсите одинакова.

Рис.9. Кристаллическая решетка мартенсита

Следовательно, мартенсит, образующийся в результате бездиффузионного превращения в стали, явяляется перенасыщенным твердым раствором углерода в Fe. По микроструктуре мартенсит подразделяется на две разновидности, отличающихся формой и взаимным расположением кристаллов: пакетный (реечный) и пластинчатый (игольчатый) (рис. 10). Пакетный мартенсит широко распространен в закаленных конструкционных среднеуглеродистых (улучшаемых) сталях. Он состоит из тонких пластин толщиной 0,1…0,2 мкм. Группа таких параллельно расположенных пластин мартенсита образует пакет. В каждом зерне аустенита возникает несколько паке- тов мартенсита.

Пластинчатый (игольчатый) мартенсит наиболее ярко выражен в закаленных высокоуглеродистых инструментальных сталях. В этом случае кристаллы мартенсита имеют форму тонких линзообразных пластин. Они могут иметь в микроструктуре вид игл. Соседние пластины не параллельны одна другой. Длина мартенситных пластин ограничена размерами зерен аустенита и ранее образовавшимися пластинами.

Рис. 10. Схемы микроструктуры пакетного (а) и пластинчатого (б) мартенсита

Превращение аустенита в мартенсит обладает рядом особенностей, основные из которых приведены ниже:

 превращение происходит лишь при непрерывном охлаждении со скоростью не ниже критической скорости закалки для данной стали и распространяется на широкий интервал температур между линиями М_н и М_к;

 увеличение количества мартенсита происходит вследствие образования все новых и новых кристаллов мартенсита, а не путем роста ранее образовавшихся кристаллов;

 скорость образования кристаллов мартенсита составляет порядка 1000 метров в секунду при любых температурах, в том числе и ниже нуля градусов;

 образование кристаллов мартенсита прекращается при остановке охлаждения и вновь возобновляется при дальнейшем охлаждении;

 кристаллическая решетка мартенсита имеет определенную закономерную ориентировку по отношению к кристаллической решетке исходного аустенита.

На мартенситном превращении основана технология закалки стали.

Бейнитное превращение. Особенности этого превращения обусловлены тем, что диффузия атомов железа не происходит, а диффузия атомов углерода идет еще достаточно активно.

Бейнитное превращение состоит из следующих основных процессов:

 предварительное перераспределение углерода в аустените путем диффузии и образование микрообъемов аустенита, обогащенных и обедненных углеродом;

 бездиффузионное превращение объемов аустенита, обедненных углеродом, в -раствор, перенасыщенный углеродом по мартенситному типу, и образование цементита в объемах, обогащенных углеродом;

 распад перенасыщенного углеродом -раствора с выделением дисперсных частиц цементита.

Последовательность процессов, происходящих при бейнитном превращении, представлена на рис. 11.

Рис. 11. Схема развития бейнитного превращения (Р.И. Энтин)

Таким образом, бейнит состоит из двух фаз:

 перенасыщенный твердый раствор углерода в -фазе;

 карбидная фаза Fe₃C (при низких температурах может образоваться особый -карбид). Карбиды в бейните очень мелкие, и они не имеют пластинчатого строения.

По строению различают «верхний» и «нижний» бейнит, образующиеся соответственно в верхней и нижней части интервала температур бейнитного превращения. «Верхний» бейнит, образующийся при температуре от 500 до 350 С. Частицы карбидов расположены в виде изолированных включений между пластинами -фазы, а также по границам и внутри пластин -фазы.

«Нижний» бейнит образуется при более низких температурах от 350 С до линии М_н и имеет игольчатое мартенсито - подобное строение. Мелкие включения карбидов находятся только внутри пластин -фазы.

Бейнит имеет более высокую прочность и твердость, которые возрастают с понижением температуры изотермического превращения (рис. 12). Такие свойства объясняются высокой плотностью дислокаций, наличием дисперсных частиц карбидов.

На бейнитном превращении основана технология изотермической закалки стали.

Введение в сталь легирующих элементов (хрома, никеля, молибдена и др.) увеличивает устойчивость переохлажденного аустенита (за исключением кобальта). Соответственно на диаграмме С-образные кривые смещаются вправо. В легированных сталях бейнитное превращение не идет до конца и при изотермической закалке изделий из таких сталей формируется структура из бейнита и некоторого количества остаточного аустенита.

Рис. 12. Зависимость механических свойств эвтектоидной стали (0,8 % С)

от температуры изотермического превращения переохлажденного аустенита.

Фазовые превращения: I – бейнитное; II – перлитное

Структурные изменения мартенсита при нагреве закаленной стали (отпуск стали). Термическую обработку, заключающуюся в нагреве закаленной стали не выше А₁, называют отпуском. После закалки сталь в зависимости от содержания углерода получает структуру из перенасыщенного твердого раствора углерода в -железе (мартенсита) или мартенсита с остаточным аустенитом (см. рис. 7). Такая структура является энергетически неустойчивой с повышенной величиной свободной энергии и при нагреве изменяется в направлении перехода к более устойчивому, т.е. близкому к равновесному состоянию. Этот переход в зависимости от температуры и продолжительности отпуска проходит через ряд стадий с соответствующими структурными изменениями. Рассмотрим эти изменения на примере отпуска закаленной стали эвтектоидного состава (0,8 %С), имевшей микроструктуру из 92 % мартенсита и 8 % остаточного аустенита.

Структурные преобразования в зависимости от температуры отпуска сводятся к следующим изменениям (рис.13):

 распад мартенсита с выделением карбидов – главный процесс при отпуске стали; при распаде мартенсита уменьшается концентрация углерода в -фазе;

 процессы карбидообразования;

 распад остаточного аустенита.

Распад мартенсита. Указанные структурные изменения в определенной степени происходят одновременно. Уменьшение концентрации углерода в -фазе (мартенсите), т.е. распад мартенсита, идет в две стадии (Г.В. Курдюмов). На первой стадии при температурах ниже 150 ºС вследствие малой подвижности атомов углерода образуются равномерно распределенные карбиды. Эти карбиды имеют форму тонких пластинок толщиной в несколько атомных слоев. Пограничные слои атомов железа принадлежат одновременно кристаллическим решеткам мартенсита и карбидов.

Рис. 13. Схема изменений строения -фазы (а), карбидной фазы (б) и

остаточного аустенита (в) в зависимости от температуры отпуска закаленной стали

Вследствие ограниченной подвижности атомов углерода их диффузия на значительные расстояния не происходит. В результате образуется структура из двух разновидностей перенасыщенных твердых -растворов (мартенсита):

● -фаза с пониженной концентрацией углерода около пластин образовавшегося карбида;

● -фаза с повышенной концентрацией углерода в более удаленных от карбидов участках.

Две разновидности твердых -растворов с разной концентрацией углерода сосуществуют длительное время из-за низкой скорости диффузии атомов углерода. Это стадия «двухфазного» распада мартенсита.

При температурах отпуска 150...300 ºС скорость диффузии углерода возрастает, происходит дальнейшее выделение углерода из мартенсита и диффузионный рост кристаллов карбидов. Каждой температуре отпуска соответствует определенная концентрация углерода в перенасыщенном -растворе. При 300 ºС в -растворе находится около 0,1 %С. Выше температуры 300 ºС практически устраняется присущая мартенситу тетрагональность кристаллической решетки (отношение (с/а)=1). По достижении температуры отпуска около 400 ºС заканчивается переход перенасыщенного твердого раствора мартенсита) в феррит.

Карбидообразование. Начиная примерно со 100 ºС экспериментально обнаруживается особый метастабильный ε-карбид, имеющий гексагональную кристаллическую решетку. Он имеет вероятную формулу Fe_2,4С. При низких температурах ε-карбид выделяется в виде тонких пластин.

При температурах отпуска 250...350 ºС выделяется в высокоуглеродистых сталях промежуточный χ-карбид (возможная формула Fe₅С_2.).

В дальнейшем, особенно интенсивно при температурах 300...400 ºС, происходит перестройка кристаллической решетки ε-карбида в более стабильный цементит Fe₃С, иногда через промежуточный χ-карбид:

ε→ Fe₃С или ε→ χ →Fe₃С.

Заключительной стадией процессов карбидообразования являются процессы коагуляции и сфероидизации. По мере коагуляции распределение частиц цементита по размерам изменяется в сторону возрастания крупных частиц. Геометрическая форма более крупных частиц приближается к сферической.

Указанные процессы наиболее интенсивно развиваются, начиная с температуры 350...400 ºС. Выше 550 ºС частицы цементита Fe₃С становятся сферическими.

Распад остаточного аустенита. Этот процесс играет существенную роль в процессах отпуска высокоуглеродистых инструментальных сталей и некоторых среденеуглеродистых легированных сталей. Распад остаточного аустенита активно происходит в интервале температур 200...300 ºС. Он превращается по бейнитному типу в нижний бейнит, т.е. в смесь фаз из перенасыщенного -раствора и пластин цементита:

A _ост→ -раствор → Fe₃С.

В результате получаются те же фазы, что и при отпуске закаленного мартенсита при той же температуре (смесь из перенасыщенного -раствора и карбидов).

Структуры после отпуска закаленной стали. Отпуск при разных температурах приводит к получению следующих структур:

● t ≈ 100...300 ºС. Структура отпущенного мартенсита, состоящая из перенасыщенного неоднородного по концентрации углерода -раствора и пластинчатого ε-карбида;

● t ≈ 300...450 ºС. Игольчатого строения структура троостита отпуска, состоящая из -раствора и карбидов;

● t ≈ 500...650 ºС. Структура сорбита отпуска из -раствора (феррита) и сферических кристаллов цемента Fe₃С.

Технология термической обработки стальных заготовок и изделий. Исходным материалом для изготовления деталей различных машин и других изделий на машиностроительных и других предприятиях является прокат. Он получается на металлургических предприятиях из литых слитков или заготовок в результате проведения ряда этапов горячей и холодной прокатки на различных прокатных станках. Получаемый в результате деформированный металл называется прокатом. В машиностроении используется преимущественно сортовой прокат круглого, квадратного, шестигранного и полосового сечения-профиля.

Стальной прокат поступает на предприятие по изготовлению машин и других изделий. Основные операции обработки объемных деталей машин от поступления сортового проката до направления готовых деталей на сборку машины представлены на рис. 14.

Рис. 14. Типовая схема изготовления деталей машин на машиностроительном заводе

Как видно из схемы изготовления деталей машин термической обработке подвергаются сначала заготовки, а затем готовые детали машин. Предварительная термическая обработка устраняет внутренние напряжения, снижает твердость и улучшает последующую обработку металлорежущими инструментами. Основными видами термической обработки заготовок в машиностроении являются нормализационный и полный отжиг. В ряде случаев такая обработка является окончательной термической обработкой, если получаются приемлемые по техническим условиям механические и эксплуатационные свойства.

Типовая окончательная термическая обработка, обеспечивающая упрочнение по сечению деталей, состоит из двух операций: полная закалка с последующим обязательным высокотемпературным отпуском.

Нередко для ряда деталей машин (зубчатые колеса, шейки валов и др.) проводится обработка по упрочнению поверхностных слоев в основном с целью повышения твердости и износостойкости.

Полный и нормализационный отжиг. Полный отжиг заключается в нагреве доэвтектоидной стали до температур t_н = t_Ас3 + (30…50) С (чрезмерное повышение температуры выше этой точки приведет к росту зерна аустенита, что вызовет ухудшение свойств стали), выдержке для полного прогрева и завершения фазовых превращений в объеме металла, последующем медленном охлаждении.

Время нагрева и продолжительность обработки зависят от типа печи, способа укладки, типа отжигаемого материала (лист, прокат, ...). Наиболее распространенная скорость нагрева составляет ~ 100С/ ч, а продолжительность выдержки - от 0,5 до 1 часа на тонну изделия. Медленное охлаждение обусловлено необходимостью избежать образования слишком дисперсной ферритно-цементитной структуры и, следовательно, более высокой твердости. Скорость охлаждения зависит от устойчивости переохлажденного аустенита, а следовательно, от состава стали. Ее регулируют, проводя охлаждение печи с закрытой или открытой дверцей, с полностью или частично выключенным обогревом.

При полном отжиге происходит полная фазовая перекристаллизация стали. При нагреве выше точки А₃ образуется аустенит, характеризующийся мелким зерном, который при охлаждении дает мелкозернистую структуру, обеспечивающую высокую вязкость, пластичность, пониженную твердость. Структура доэвтектоидной стали после полного отжига состоит из избыточного феррита и перлита.

При проведении нормализационного отжига охлаждение проводят на воздухе. Это приводит к получению более дисперсного перлита и возрастанию количества перлита. Твердость по сравнению с отожженной сталью возрастает на 10…15 %. Такая обработка является более производительной и экономичной по сравнению с полным отжигом.

Закалка и отпуск стальных деталей машин. Закалкой называют термообработку, включающую в себя нагрев сталей до температур выше критических с получением аустенита и быстрое резкое охлаждение с целью получения мартенситной структуры, высокой прочности и твердости. Различают закалки объемную и поверхностную. При объемной закалке нагревают и охлаждают весь объем детали, при поверхностной – только поверхностные слои детали.

В зависимости от температуры нагрева закалка бывает полной и неполной. При полной закалке сталь нагревают выше точки Ас₃ на 30…50 С. Полная закалка применяется для доэвтектоидной стали. В этом случае при нагреве сталь получает полностью аустенитную структуру и после резкого охлаждения имеет полностью мартенситную структуру. При неполной закалке полного превращения не будет и оставшийся в структуре феррит не даст возможности получить высокую твердость и прочность. Поэтому в доэвтектоидной стали неполную закалку не применяют.

Выдержка при закалке стали должная быть такой, чтобы успели пройти все структурные и фазовые превращения. Однако она не должна быть чрезмерной, чтобы не вызвать роста аустенитного зерна. Охлаждение при закалке должно быть резким со скоростью охлаждения выше критической скорости закалки (  _{кр зак}) для данной стали. В то же время охлаждение желательно иметь максимально медленное, чтобы уменьшить уровень внутренних напряжений, образующихся в деталях при резком охлаждении. Создаются термические и структурные внутренние напряжения. Термические возникают из-за неодинаковой скорости охлаждения поверхности и центров массивных деталей, а также при неодинаковой скорости охлаждения тонких и толстых сечений детали. Структурные напряжения возникают из-за объемного эффекта при переходе А  М. В зависимости от содержания углерода этот объемный эффект достигает 5…6 %. Уровень внутренних напряжений может быть настолько велик, что в результате происходит искажение формы детали или ее растрескивание. Охлаждение при закалке может вестись в различных средах: вода, масло минеральное, водо-воздушные смеси. От скорости охлаждения зависит структура.

Наиболее эффективное охлаждение обеспечивает вода, но её недостаток - слишком быстрое охлаждение в интервале мартенситного превращения. В результате возникают большие внутренние напряжения. Минеральное масло наоборот дает малую скорость охлаждения в области мартенситного превращения, но не достаточно быструю в области перлитного превращения.

Для разных деталей применяют различные способы охлаждения, чтобы получить закаленное состояние с минимальным уровнем внутренних напряжений (способы закалки):

1. Охлаждение в одном охладителе (воде, масле). Недостаток - очень резкие внутренние напряжения. Чтобы их уменьшить, применяют второй способ закалки.

2. Закалка в двух средах (из воды в масло). По этому способу вначале деталь охлаждают в воде до температуры ниже перлитного превращения, а затем перебрасывают для окончательного охлаждения в масло. Этот способ сложен и требует высокой квалификации рабочих, от которых требуется выдерживать деталь определенное количество времени в воде. Если выдержка будет мала, то при дальнейшем охлаждении попадаем в перлитное превращение и закалки не будет, а если выдержка слишком большая, то в деталях возникают большие внутренние напряжения.

3. Ступенчатая закалка. При ступенчатой закалке нагретую деталь охлаждают быстро до заданной температуры в специальной горячей среде, в качестве которой используются расплавы металлов или солей. Время выдержки

в горячей среде определяется маркой стали и может быть четко определено по секундомеру, после этого идет окончательное охлаждение на воздухе или в масле. Выдержка в горячей среде позволяет выравнивать температуру по сечению деталей, поэтому при окончательном охлаждении превращение аустенита в мартенсит идет одновременно по всему объему детали, что позволяет снизить уровень внутренних напряжений. Такой способ закалки применяют для крупногабаритных деталей сложной формы, чтобы до минимума снизить искажение формы.

4. Изотермическая закалка. Этот способ применяется для крупногабаритных деталей, которые нельзя охлаждать очень быстро, из-за опасности разрушения. При изотермической закалке нагретые детали помещают в горячую среду, нагретую до заданной температуры 250…350 С, в которой выдерживают до прохождения превращения аустенита в бейнит. После этого превращения деталь обычно охлаждается на воздухе. Дополнительного отпуска после такой закалки не требуется.

5. Закалка с обработкой холодом. При закалке высокоуглеродистых сталей, содержащих никель, молибден, вольфрам, даже после полного охлаждения до нормальной температуры превращение аустенита в мартенсит проходит неполностью. Остаточный аустенит имеет невысокую твердость, и поэтому твердость детали после закалки будет недостаточной. Для устранения остаточного аустенита закаленные детали дополнительно охлаждают в области отрицательных температур (70…80) С парами углекислоты или жидкого азота. Дополнительное охлаждение вызывает переход остаточного аустенита в мартенсит, и твердость закаленной стали повышается.

6. Закалка с самоотпуском. Этот способ закалки применятся для деталей, которые должны иметь различную твердость в различных местах. Чтобы получить переменную твердость, нагретую деталь помещают в охлажденную среду только рабочей поверхностью, оставляя хвостовик над поверхностью охлаждающей среды. После полного охлаждения поверхности деталь извлекают из охлаждающей среды и за счет тепла, сохранившегося в хвостовой части, происходит разогрев рабочей поверхности и ее отпуск. Температуру разогрева поверхности контролируют по цветам побежалости.

При выборе марки стали необходимо учитывать закаливаемость и прокаливаемость стали.

Закаливаемость - способность стали приобретать высокую твердость при закалке. Закаливаемость определяется содержанием углерода. Стали с содержанием углерода менее 0,20 % не закаливаются.

Прокаливаемость - способность получать закаленный слой с мартенситной и троосто-мартенситной структурой, обладающей высокой твердостью, на определенную глубину. За глубину закаленной зоны принимают расстояние от поверхности до слоя, где в структуре одинаковые объемы мартенсита и троостита (полумартенситная зона из 50 % М + 50 % Т).

Характеристикой прокаливаемости является критический диаметр детали d_кр. Критический диаметр - максимальное сечение, прокаливающееся в данном

охладителе на глубину равную радиусу изделия. С введением в сталь ряда легирующих элементов закаливаемость и прокаливаемость увеличиваются (особенно при добавках никеля, молибдена, бора и др.).

После закалки изделия подвергаются еще одной термической обработке: отпуску закаленных изделий. В зависимости от температуры нагревания различают три вида отпуска.

Низкотемпературный (низкий) отпуск при 160…200 С. В этом случае сохраняется высокая твердость и износостойкость. Применяется для режущего и измерительного инструментов, штампов, деталей с высокой твердостью поверхностных слоев.

Среднетемпературный (средний) отпуск при 350…450 С. Применяют главным образом для пружин и рессор.

Высокотемпературный (высокий) отпуск при 500…650 С. Основной вид отпуска для многих деталей машин позволяет получить оптимальное соотношение прочности и вязкости в конструкционных сталях.

Температуру отпуска выбирают в зависимости от показателей прочности и пластичности, необходимых для той или иной детали. Например, такая зависимость для сталей 40ХН показана на рис. 15.

На чертежах, вместо требований к прочности детали, обычно указывают твердость. При этом можно пользоваться соотношением (приближенным):

НВ = 10HRC_э = 0,0385_в (МПа).

Рис. 15. Влияние температуры отпуска на механические свойства стали 40ХН

после закалки от 840 С в масле

В таб. 3 представлен d_кр для часто применяемых сталей.

Таблица 3