Види сталей та особливості їх використання

У загартованих сталях, що мають точку Мk нижче 20⁰С, і зокрема у вуглецевих сталях, що містять більше 0,4 - 0,5% С, є присутній аустеніт, який називають залишковим - А _зал. Його кількість зростає із зниженням Мn та Mk, тобто із ростом вмісту вуглецю і легуючих елементів у аустеніті. Сталь з 0,6 - 1,0% С має до 10% А _зал , а 1,3 - 1,5% - 30 - 50 А _зал.

Твердість мартенситу залежить від вмісту вуглецю, для сталі з 0,6 - 0,7%С твердість складає 65HRC.

Проміжне (бейнітне) перетворення

Бейнітне перетворення протікає в температурній області між перлітним і мартенситним перетворенням. В результаті проміжного перетворення утворюється бейніт, який складається із б - твердого розчину дещо пересиченого вуглецем як і після мартенситного перетворення і частинок карбідів. Бейніт, який утворюється в області температур 500 - 350⁰С має “перистий ” вигляд схожий на різану солому і називається верхнім бейнітом. Тут частинки карбідів виділяються не у вигляді пластинок, як у перліті, а у вигляді ізольованих вузьких частинок. Нижній бейніт утворюється при температурі 350⁰С до точки Мn і має голчасту ( пластинчасту) будову. Карбідні частинки в нижньому бейніті розміщується в пластинках б - фази.

Бейнітне перетворення включає в себе елементи перлітного і мартенситного перетворень і дифузійний перерозподіл вуглецю в аустеніті між продуктами його розпаду і мартенситне бездифузійне перетворення.

Бейнітне перетворення протікає при температурах, коли самодифузія заліза і дифузія легуючих елементів практично неможливі, а дифузія вуглецю ще достатньо висока. Це і визначає особливості бейнітного перетворення. На початку перетворення відбувається дифузійний перерозподіл вуглецю в аустеніті, що призводить до утворення в ньому об'ємів, збагачених і збіднених вуглецем. У ділянках аустеніту з низьким вмістом вуглецю, у яких точка Мn, лежить в області температур проміжного перетворення відбувається б > г перетворення за мартенситним механізмом. В об'ємах аустеніту, збагачених вуглецем, якщо їх пересичення високе, в процесі ізотермічної витримку можуть виділятись частинки карбідів, що призводить до збіднення цих ділянок аустеніту вуглецем і до протікання в них перетворення за мартенситним механізмом. Мартенситний механізм утворення б - фази обумовлює її мартенситну структуру і появу характерного рельєфу на поверхні мікрошліфа, який особливо проявляється при утворенні нижнього бейніту.

Мартенсит (б - фаза), що утворюється при бейнітному перетворенні пересичений вуглецем і тим сильніше, чим нижча температура перетворення. Механізм утворення верхнього та нижнього бейніту однаковий. Різниця в тому, що в області утворення верхнього бейніту спочатку відбувається більш значна диференціація по концентрації вуглецю в кристалах аустеніту, що викликає сильне збагачення окремих об'ємів аустеніту вуглецем і, відповідно, утворення збідненої вуглецем б - фази. Виділення карбідів відбувається головним чином з аустеніту.

При утворенні нижнього бейніту, навпаки, збагачення аустеніту вуглецем порівняно невелике, а пересичення б - фази більш значне, тому карбіди виділяються головним чином у кристалах б - фази.

Проміжне перетворення, як і мартенситне, в більшості випадків до кінця не проходить. Аустеніт, який не розпався при ізотермічній витримці, при наступному охолодженні може перетворюватись у мартенсит або зберігатись ( залишковий аустеніт).

Типова структура загартованої сталі - мартенсит і залишковий аустеніт, які є нерівноважними фазами. Перехід сталі в більш стійкий стан повинен супроводжуватися розпадом мартенситу й залишкового аустеніту з утворенням структури, що складається з ферито - карбідної суміші. Характер і швидкість розпаду мартенситу й залишкового аустеніту обумовлені температурою нагрівання при відпуску.

Розпад мартенситу

Розпад мартенситу (перше перетворення при відпуску). На першій стадії перетворення (при температурі порядку 100-150 °С) із кристалів мартенситу виділюється - карбід. Концентрація вуглецю на цих ділянках мартенситу різко зменшується, тоді як більш віддалені ділянки зберігають вихідну концентрацію вуглецю, отриману після гартування. Таким чином, після нагрівання до низьких температур у сталі поряд із частками карбідів, що утворилися, одночасно присутні два - твердих розчини (мартенситу) з більш високою (вихідною) і низькою концентрацією вуглецю. Даний тип розпаду мартенситу називають двофазним.

а) Перша стадія розпаду мартенситу

При температурах <150 °С швидкість дифузії мала, тому частки карбідів, що утворюються, не збільшуються, а розпад мартенситу супроводжується зародженням нових часток карбідів звичайно на границях кристалів мартенситу й у місцях з підвищеною щільністю дефектів.

Карбідні частки мають форму тонких пластинок товщиною в кілька атомних шарів. Пластинки - карбіду когерентно пов'язані із ґратками - розчину. Внаслідок того, що питомі обсяги - карбіду й - розчину різні, виникають сильні викривлення кристалічних ґраток обох фаз.

б) Друга стадія розпаду мартенситу

На другій стадії перетворення (при 150-350 °С) з мартенситу виділяються карбіди й, отже, він збіднюється вуглецем.

При цих температурах дифузія вуглецю зростає, і кристали карбідів укрупнюються в результаті притоку атомів вуглецю з областей твердого розчину (мартенситу) з підвищеною концентрацією вуглецю; тому в підсумку, концентрація вуглецю в кристалах - фази наближається до рівноважної.

Частки карбідів, що утворюються при низькотемпературному відпуску, по кристало - графічній будові й складу відрізняються від цементиту. На підставі численних досліджень було встановлено, що в мартенситі після низькотемпературного відпуску присутній гексагональний - карбід (FeC - ймовірно FeC). Утворення - карбіду при відпуску замість більш стабільного ромбічного цементиту пояснюється тим, що на границі - розчину й - карбіду спряження кристалічних ґраток краще, а отже,

поверхнева енергія нижче, ніж на границі мартенситу й цементиту, тому виникнення критичного зародка цього карбіду вимагає меншої флуктуації енергії.

При низькотемпературному відпуску легованих сталей дифузійного перерозподілу легуючих елементів не відбувається, тому часточки карбідів що виділяються, мають такий же середній вміст легуючих елементів, як у мартенситі.

Структуру, що утворюється у результаті розпаду мартенситу при температурах нижче 350 °С, називають відпущеним мартенситом, що відрізняється від мартенситу гартування меншою концентрацією в ньому вуглецю й включеннями дисперсних пластинчастих кристаликів - карбіду, когерентно пов'язаних із ґратками мартенситу. Кристали відпущеного мартенситу зберігають ту ж морфологію, що й вихідний мартенсит, але їх тетрагональність і щільність дефектів менше, ніж у мартенситі гартування. Вміст вуглецю у відпущеному мартенситі визначається температурою й тривалістю нагрівання, а також складом вихідного мартенситу. Чим вище температура відпуску, тим менше зміст вуглецю у твердому розчині (мартенситі). Кожній температурі нагрівання відповідає певний вміст вуглецю в мартенситі. Зі збільшенням тривалості нагрівання при цих температурах спочатку спостерігається інтенсивне виділення вуглецю, а потім цей процес уповільнюється й при більших витримках практично припиняється.

Збідніння - розчину вуглецем приводить до того, що ступінь його тетрагональності (с/а) поступово зменшується, й при 300- 350 °С стає практично рівний одиниці, як у кубічних ґратах. Це свідчить про те, що кількість вуглецю, що залишається в - твердому розчині (мартенситі), наближається до рівноважного. Але ґратка - розчину залишаються пружно викривленою й відрізняється підвищеною щільністю дефектів будови. Розпад мартенситу при відпуску супроводжується зменшенням об'єму.

Вплив легуючих елементів на розпад мартенситу

Легуючі елементи впливають на розпад мартенситу тільки при t < 150°С. При більш високих температурах введення в сталь Сг, Mo, W, V, Tі й Sі сильно гальмує процеси розпаду мартенситу, утворення та росту часток карбідів. Це має велике практичне значення. Якщо у вуглецевій і низьколегованій сталі стан відпущеного мартенситу, який має високу твердість, зберігається лише до 300-350 °С, то у високолегованій сталі такий стан зберігається до 450- 500 °С і вище.

Більшість легуючих елементів не тільки збільшує кількість залишкового аустеніту в загартованій сталі через зниження температури Мн,

але й підвищує температурний інтервал його розпаду при відпуску. У деяких високолегованих сталях (наприклад, швидкорізальних), що містять 25-35 % (объемн.) залишкового аустеніту, роспад його протікає після відпуску при 550-600 °С.

Перетворення залишкового аустеніту

Перетворення залишкового аустеніту (друге перетворення при відпуску). При відпуску високовуглецевих та багатьох легованих середньовуглецевих сталей, які мають підвищену кількість залишкового аустеніту, при 200-300С відбувається перетворення залишкового аустеніту з утворенням збідненого вуглецем мартенситу та часток карбіду, тобто таких самих фаз, що й при відпуску мартенситу гартування при тій же температурі. Однак, структурний стан продуктів розпаду залишкового аустеніту відрізняється від тих, які утворюються при перетворені мартенситу.

Зняття внутрішніх напружень та карбідне перетворення

Зняття внутрішніх напружень та карбідне перетворення (третє перетворення при відпуску). При 350-400С повністю завершується процес виділення вуглецю із - розчину (мартенситу), відбувається порушення когерентності та відокремлення ґраток фериту та карбіду, цей процес пов'язаний з одночасним протіканням карбідного перетворення, в результаті якого утворюється цементит (FeC FeC). Ймовірно - карбід перетворюється в цементит FeC через проміжний стан - дефектний цементит, який відрізняється від FeC за складом (в напрямку збіднення вуглецем), має дещо інші періоди гратки та складається з більшої кількості структурних дефектів.

Крім того, змінюються форма та розміри карбідних часток: вона наближається до сферичної. Також при цих температурах відпуску відбувається зміна субструктури - полігонізація - фази та релаксація макро- і мікро напружень, які виникають під час гартування в процесі мартенситного перетворення. Структура , яка утворюється після відпуску при 350-450С називається тростит відпуску.

Коагуляція карбідів

Коагуляція карбідів (четверте перетворення при відпуску). (500-680С). Підвищення температури відпуску вище 400-500С у вуглецевих та багатьох низько- і середньо легованих сталях не викликає змін фазового складу. Однак, з підвищенням температури змінюється мікроструктура; відбувається коагуляція та сфероїдизація карбідів і змінюється субструктура - фази.

Коагуляція карбідів при відпуску відбувається в результаті розчинення більш менших і росту більш великих часток цементиту при одночасному збідненні вуглецем - твердого розчину. Структуру сталі після високого відпуску називається сорбітом відпуску.

Часточки карбідів в структурі троститу або сорбіту відпуску відрізняються від троститу та сорбіту, які отримали в результаті розпаду переохолодженого аустеніту, мають зернисту, а не пластинчату будову. Утворення зернистих структур покращує багато властивостей, особливо пластичність і в язкість, а головне опір руйнуванню. При однаковій твердості та тимчасовому опорі сталь із зернистою структурою має більш високі значення границі текучості, відносного звуження та ударної в язкості.

В результаті коагуляції розмір часток карбідів стає 1 мкм, тоді як після відпуску при 400-450С (тростит відпуску) їх розмір 0,3 мкм. При температурах, близьких до точки А, утворюється більш груба ферито - карбідна структура (діаметр карбідних часток 3мкм), називається зернистим перлітом. При цих температурах відбувається рекристалізація фериту та зникає його субструктура.

Легуючі елементи Сг, Mo, W, V уповільнюють процес коагуляції. Тому після відпуску при однаковій температурі сталь, легована цими елементами, зберігає більш високу дисперсність карбідних часток і відповідно більшу міцність. При вказаних високих температурах стає можливим і дифузія легуючих елементів, яка призводить до їх перерозподілу між феритом і цементитом. Карбідоутворюючі елементи (Сг, Mo, W, V) дифундують із фериту в цементит, не карбідоутворюючі (Ni, Co, Si) - із цементиту в ферит. Збагачення цементиту легуючими елементами до границі насичення призводить до його перетворення в спеціальний карбід (МС, МС, МС або МС), який утворюється в тих самих місцях, де раніше були частки цементиту(перетворення «на місці»). Однак можливе і пряме виділення часток спеціальних карбідів, які визивають ефект дисперсійного твердіння.

Механічні властивості сталі після розпаду мартенситу

Розпад мартенситу при відпуску впливає на всі властивості сталі. При низьких температурах відпуску (до 200-250 °С) зменшується схильність сталі до крихкого руйнування. У випадку низькотемпературного відпуску твердість загартованої й відпущеної сталі не залежить від вмісту в ній легуючих елементів і визначається в основному вмістом вуглецю в -розчині. Тому высоковуглецеві сталі, що мають високу твердість після гартування, зберігають її (більш високий вміст вуглецю в мартенситі) і після відпуску при температурах до 200-250 °С. Міцність і в'язкість сталі при низьких температурах відпуску трохи зростають внаслідок зменшення макро- і мікронапруг і зміни структурного стану (виділення зміцнюючих фаз-карбідів). З підвищенням температури відпуску від 200-250 до 500-680 °С помітно знижується твердість, тимчасовий опір, границя текучості й підвищується відносне подовження й звуження.

Це пояснюється зменшенням вмісту вуглецю в - розчині, зривом когерентності на границі між карбідами й - фазою, розвитком у ній спочатку процесів повернення, а при високій температурі - рекристалізації, а також коагуляцією карбідів.

Всі леговані сталі, що особливо містять карбідоутворюючі елементи, після відпуску при однакових порівнюваних температурах мають більше високу твердість, ніж вуглецеві сталі, що пов'язане з уповільненням розпаду мартенситу, утворенням і коагуляцією карбідів. У сталях, що містять велику кількість таких елементів, як хром, вольфрам або молібден, у результаті відпуску при високих температурах (500-600 °С) спостерігається навіть підвищення міцності й твердості, пов'язане з виділенням у мартенситі часток спеціальних карбідів, що підвищують опір пластичній деформації.

3. Технологія термічної обробки сталей

Термічна обробка є дуже важливою операцією у технологічному циклі виготовлення багатьох деталей. Тільки за допомогою термічної обробки можливо отримати високі механічні властивості сталі, які забезпечують нормальну роботу деталей сучасних машин а також інструменту.

В залежності від того, піддається сталь тільки термічному впливу, чи суміщенню термічного впливу з пластичною деформацією, або дифузійному насиченню поверхні тим чи іншим хімічним елементом розрізняють: власне термічну обробку (ТО), термомеханічну (ТМО), чи хіміко-термічну (ХТО).

До власне термічної обробки відноситься відпал І роду, відпал ІІ роду, гартування і відпуск.

Відпал І роду

Відпал І роду - нагрів сталі до певної температури , витримки з наступним,як правило повільним охолодженням, в результаті якого фазові перетворення якщо і проходять, то не викликають суттєвого впливу на кінцевий структурний стан. Цей відпал застосовується для усунення хімічної неоднорідності, що виникає при кристалізації металу, зміни в структурі після пластичної деформації та зняття залишкових напружень (напружень обробки).

Гомогенізуючий (дифузійний відпал). Цей відпал застосовують для усунення дендритної ліквації у зливках легованої сталі, оскільки ліквація знижує пластичність та в'язкість. Цей відпал підвищує однорідність структури і кольорових сплавів. Для усунення внутрішньо-кристалітної ліквації та розчинення незрівноваженої надлишкової карбідної фази евтектичного походження леговані сталі нагрівають до температур 1050…1250°С, витримують 10…15 год. і повільно охолоджують. Висока температура нагріву забезпечує проходження дифузійних процесів, які необхідні для вирівнювання хімічного складу. Для зменшення окалиноутворення використовують швидкісний нагрів,а час витримки залежить від ваги садки. Повільне охолодження забезпечує отримання однорідної структури із великим (крупним) зерном, яке подрібнюють під час наступної деформації чи термічної обробки. Загальна тривалість відпалу (нагрів, витримка, охолодження) в залежності від маси металу дорівнює 50…100 годин.

Рекристалізаційний відпал. Цей процес представляє собою нагрів холоднодеформованої сталі вище температури рекристалізації, витримки при цій температурі з наступним повільним охолодженням. Цю термічну обробку використовують як попередню операцію перед холодною обробкою тиском (для надання матеріалу найбільшої пластичності),як проміжний процес між операціями холодного деформування (для зняття наклепу), та як кінцеву термічну обробку для отримання певного розміру зерна (для надання напівфабрикатам чи виробам необхідних властивостей). Низьковуглецеві сталі з 0,02…0,2 % С нагрівають при відпалі до температур 680…700°С і витримують протягом 3…6год. Рекристалізаційний відпал прокату проводять при температурі 680…740°С протягом 0,5…1,5 год. При відпалі, окрім рекристалізації фериту, може проходити коагуляція і сфероїдизація цементиту, що підвищує пластичність сталі і полегшує обробку тиском.

Відпал для зняття залишкових напружень застосовують для виливків, зварних з'єднань, після обробки деталей різанням, коли через нерівномірне охолодження, пластичне деформування у виробах виникають залишкові напруження. Мета відпалу - зменшення шкідливих напружень розтягнення, особливо небезпечних при об'ємному напруженому стані. Цей відпал підвищує опір втомі та ударним навантаженням, знижує схильність виробів до крихкого руйнування, міжкристалітної корозії та до корозійної втоми, стабілізує розміри виробів та запобігає їхньому викривленню та жолобленню.

Температура відпалу вибирається в залежності від мети, це 200…700°С, і зокрема для стабілізації розмірів чавунних виливків відпал проводять при температурі 500…600°С,зняття напружень після механічної обробки відбувається при температурі 570…600°С, при температурі 160…180°С знімають шліфувальні напруження. Зварні з'єднання відпалюють при 650…700°С. Витримка як правило підбирається дослідним шляхом, і дорівнює 2…4 години.

Відпал ІІ роду (фазова перекристалізація)

Під відпалом ІІ роду розуміють нагрів сталі до температур вище точок А_С3 чи А_С1 витримці, з наступним повільним охолодженням, в результаті яких проходять фазові перетворення, які вливають на кінцевий структурний стан. Структура після відпалу ІІ роду відповідає структурному складу діаграми Fe-Fe₃C. При фазовій перекристалізації подрібнюється зерно сталі, усувається відманштеттова структура, зменшується структурна неоднорідність. Цей відпал сприяє підвищенню пластичності та в'язкості. Відпал ІІ роду може бути як попередньою, так і кінцевою термічною обробкою для виливків, поковок, сортового і фасонного прокату, труб, листів. Основними параметрам відпалу є температура, час витримки при заданій температурі та швидкість охолодження. Ці параметри повинні забезпечувати необхідні фазові перетворення і унеможливлюються фазові перетворення, що відбуваються дифузійним шляхом і забезпечують необхідні зміни структури.

До відпалу ІІ роду відноситься: повний, неповний, ізотермічний, низький, нормалізаційний, графітизуючий, сфероїдизуючий.

Повний відпал. При такому відпалі нагрів сталі проводять до температур на 30…50°С вище А_С3 (GS), витримка до повного прогріву металу і повільне охолодження разом з піччю. При цьому протікають процеси повної фазової перекристалізації.

При нагріві до температур вище точки А_С3 утворюється аустеніт. Він утворюється на границі розділу фериту і цементиту, тому при нагріві на 30…50°С вище температури точки А_С3 число зародків завжди достатньо велике і зерно аустеніту, яке утворюється буде дрібним (невеликим). Надмірне підвищення температури вище точки А_С3 приводить до росту зерна аустеніту. Швидкість нагріву садки при повному відпалу 100°/ год., час витримки 0,25…1,0 год. на 1 т. садки.

Повільне охолодження при відпалі залежить від стійкості переохолодженого аустеніту, а відповідно і від складу сталі, стійкість аустеніту залежить від кількості легуючих елементів. Леговані сталі охолоджують зі швидкістю 10-100°/год., а леговані 150-200°/год. Після розпаду аустеніту в перлітній області охолодження можна вести на повітрі. Це зменшує можливість утворення відпускної крихкості. Такому відпалу піддають: поковки, фасонні виливки, зливки легованих сталей для зниження твердості та покращення обдирання перед прокаткою.

Неповний відпал. Нагрів при цьому відпалі проводять у двохфазну область, тобто вище точки А_С1. Доевтектоїдні сталі піддають неповному відпалу для зняття напружень і покращення обробки різанням, застосовується для сталей, у яких попередня термічна обробка не призвела до утворення відманштеттової структури.

Для заевтектоїдних сталей неповний відпал застосовується для отримання зернистого перліту (сфероїдизація).

Сталь із зернистим перлітом має більш низьку твердість, межу міцності і більш високі значення відносного подовження і звуження, вона менше схильна перегріву, утворенню тріщин і деформаціям при гартуванні.

Відпалу на зернистий перліт піддають тонкі листи і прутки і низько вуглецевої сталі перед холодним штампуванням чи волочінням для підвищення пластичності.

Ізотермічний відпал. Такому відпалу піддають в основному леговані сталі. Нагрів при цьому здійснюється то температур вище точки А_С3, витримують при заданій температурі і охолоджують до температур на 100…150°С нижче температури точки А_С1 (~650°С у другій печі) і при цій температурі проводиться ізотермічна витримка для повного розпаду аустеніту, після чого швидко охолоджують на повітрі. Переваги - скорочується термін відпалу, структура, яка при цьому утворюється, більш однорідна. Ізотермічному відпалу піддають прокат, поковки та інші заготовки невеликих розмірів із легованих сталей.

Низький відпал (високий відпуск). Леговані сталі в деяких випадках після гарячої пластичної деформації (прокатки) мають структуру сорбіту, трооститу або мартенситу,а відповідно і високу твердість. Для зменшення твердості сортовий прокат піддають відпуску при температурі 650…680°С. при таких температурах відбувається розпад мартенситу, коагуляція карбідів і зниження твердості.

Вуглецеві сталі піддають високому відпуску у тих випадках, коли вони призначаються для обробки різанням, холодній висадці чи волочінню. Для високолегованих сталей, у яких перлітне перетворення повністю відсутнє, високий відпуск (низький відпал) є єдиною термічною обробкою, яка дозволяє знизити їх твердість.

Нормалізацйний відпал (нормалізація). Нормалізація - нагрів доевтектоїдної сталі до температур на 50…60°С вище точки А_С3 , а заевтектоїдної вище точки А_cm (SE), витримка при заданій температурі і наступне охолодження на повітрі. Нормалізація усуває крупнозернисту будову, застосовується для покращення властивостей сталевих виливок. Прискорене охолодження на повітрі сприяє розпаду аустеніту при більш низьких температурах, що підвищує дисперсність ферито-цементитної суміші і збільшує кількість перліту в суміші. В результаті такого процесу підвищується міцність на 10..15%, та твердість, внаслідок подрібнення зерна покращується в'язкість. Нормалізацію застосовують інколи взамін відпалу, оскільки вона дешевша, взамін гартування сеердньовуглецевих сталей. Механічні властивості хоч і нижчі після нормалізації, але ця операція термічної обробки простіша, дає меншу деформацію ніж гартування. У заевтектоїдних сталей нормалізація усуває цементитну сітку, а нормалізація і високий відпуск при температурі 600…650°С виправляє структуру у легованих сталей.

Графітизуючий відпал. Такий відпал проводять при температурі 950…975°С, використовується для отримання ковкого чавуну. При ізотермічній витримці проходить розпад цементиту на аустеніт і графіт.

Сфероїдизуючий відпал евтектоїдної та заевтектоїдної сталей складається з нагрівання до температури дещо вищої від точки А_С1, тривалого витримування, повільного охолодження (30…40°/год) до 600°С і далі на повітрі, або циклічного багаторазового нагрівання вище від точки А_С1 і охолодження нижче від точки Аr₁. При цьому відбувається усунення пластинчастого перліту та сітки цементиту, утворюється кінцева структура фериту та зернистого цементиту. Сфероїдизацію карбідів здійснюють для підвищення обробки різанням високовуглецевих інструментальних сталей, підвищення пластичності мало- і середньовуглецевих сталей перед холодним штампуванням і волочінням.

Гартування сталей

Гартування - така термічна обробка під час якої проводиться нагрів сталі до температур на 30…50°С вище точки А_С3 чи А_С1, витримці при цих температурах для завершення перетворень з наступним охолодженням зі швидкістю вище критичної. Гартування - це не кінцева термічна обробка. Залежно від температури нагрівання розрізняють повне і неповне гартування. При повному гартуванні, якому піддають лише доевтектоїдні сталі, сталь нагрівають на 30…50°С вище за А_С3 (лінія GS) для отримання вихідної структури аустеніту. Для неповного гартування доевтектоїдну сталь нагрівають в інтервалі температур А_С1 - А_С3 (до 760…780°С). Після гартування з цього інтервалу температур у сталі поряд з мартенситом зберігаються ділянки фериту, у яких перетворення не пройшло. Присутність фериту приведе до зниження твердості та механічних властивостей сталі після відпуску.

Нагрів доевтектоїдних сталей до температур значно вищих А_С3 приведе до росту зерна аустеніту та утворення крупноголчатого мартенситу та погіршенню в'язкості.

Неповному гартуванню, як правило, піддають заевтектоїдні сталі. Вихідна структура при цьому - аустеніт і цементит. Останній зберігається в структурі після гартування, сприяє підвищенню твердості та зносостійкості загартованої високо вуглецевої сталі. Для забезпечення потрібної швидкості охолодження використовують різні гартівні середовища (воду, масло, розчин органічних сполук, тощо). Охолоджуючі (гартівні) середовища повинні забезпечити високу швидкість охолодження при температурах найнижчої стійкості аустеніту (550…650°С), щоб попередити розпад його на ферито-карбідну суміш. В області мартенситного перетворення гартівні середовища повинні унеможливити утворення підвищених внутрішніх напружень, які визивають деформацію виробів, які загартовують, та утворення тріщин. Залежно від способу охолодження розрізняють гартування з безперервним охолодженням, ступеневе, ізотермічне, тощо.

Найчастіше використовується безперервне гартування, тобто гартування при якому охолодження проводиться в одному охолоджувачі. Переривчасте (охолодження у двох середовищах), таке гартування, коли деталь спочатку охолоджують у воді до температур 300…400°С, а потім швидко переміщують у менш інтенсивно діючий охолоджувач (масло, повітря), тут деталь охолоджується до кімнатної температури, що знижує напруження, які виникають при швидкому охолодженні, в області температур мартенситного перетворення.

Нагрівання під гартування проводиться в камерних електричних печах, у шахтних печах, печах-ваннах (тобто у розплавах солей і лугів), у розплавлених металах, у захисній атмосфері, та ін. швидкість нагрівання залежить від складу сталі та розмірів деталей, час ізотермічної витримки складає, як правило 1хв. на 1мм перерізу.

Деякі сталі, наприклад складно леговані, нагрівають під гартування від температур 1000…1270°С, зокрема швидкорізальні сталі. Для унеможливлення зневуглецювання застосовують контрольовані атмосфери - продукти дисоціації аміаку, генераторний газ (СО - СО₂ - N₂) чи суміш газів (СО - СО₂ - Н₂ - N₂ - H₂O), які отримують при згоранні природного газу. В деяких випадках застосовують засипки - карбюризатор чи обмазку.

Важливими характеристикам сталей, вироби із яких піддають гартуванню, є загартованість і прогартованість.

Загартованість - здатність сталі до підвищення твердості при гартуванні. Вона визначається вмістом вуглецю у сталі.

Прогартованість - здатність сталі набувати загартований шар з мартенситною чи тростито-мартенситною (50%М + 50%Т) структурою і високою твердістю на ту чи іншу глибину. Прогартованість визначається критичною швидкістю охолодження.

Загартована сталь після охолодження знаходиться у структурно-напруженому стані, є твердою (при цьому її твердість залежить від вмісту вуглецю у мартенситі) та крихкою. Для зменшення крихкості та напружень, спричинених гартуванням, переведення незрівноважної структури загартованої сталі у рівноважний стан і надання потрібних властивостей (підвищення в'язкості, пластичності, зменшення твердості), сталь після гартування обов'язково піддають відпуску.

Відпуск сталей

Відпуск - нагрівання загартованої сталі до певної температури (як правило нижче А_С1), витримування її при цій температурі з наступним охолодженням з певною швидкістю до кімнатної температури. Після відпуску, який є кінцевою термічною обробкою, сталь набуває необхідні механічні властивості. Окрім того, відпуск повністю чи частково усуває внутрішні напруження, які утворюються при гартуванні.

Швидкість охолодження після відпуску сильно впливає на величину залишкових напружень. Чим повільніше охолодження, тим менші залишкові напруження. Основний же вплив на властивості сталей відіграє температура відпуску, а тому залежно від температури нагрівання розрізняють низький, середній і високий відпуск.

Низький (низькотемпературний) відпуск. При цьому нагрівання здійснюється до температур 120…250°С. В такому температурному інтервалі мартенсит гартування перетворюється на мартенсит відпуску (кубічний), дещо знижується твердість (HRC = 58…62 проти 62…64 після гартування) і крихкість, знижуються гартівні напруження, підвищується межа міцності, трохи покращується в'язкість. Низькому відпуску піддають різальні та вимірювальні інструменти з вуглецевих та легованих сталей після гартування, а також вироби після цементування (поверхневого насичення сталі при хіміко-термічній обробці). Час витримки при відпуску 1,0…1,5 год. і більше.

Середній (середньотемпературний) відпуск проводять при температурах 300…450°С. В цьому інтервалі температур залишковий аустеніт розпадається, мартенсит значною мірою збіднюється вуглецем, утворюються дуже дрібні частинки цементиту сферичної форми. Дисперсну зернисту ферито-карбідну суміш, що утворюється при температурах середнього відпуску, називають трооститом відпуску. Середній відпуск забезпечує високу в'язкість та пружність сталей,витривалість та релаксаційну стійкість, знижує твердість до 40…45 HRC. Температуру відпуску необхідно вибирати таким чином, щоб не визвати незворотню відпускну крихкість. Охолодження після відпуску можна проводити у воді, що сприяє утворенню на поверхні напружень стискання, які підвищують межу витривалості, зокрема, пружин. Застосовується середній відпуск зокрема для пружин, ресор, штампів.

Високий (високотемпературний) відпуск проводиться при температурах 450…680°С. Він значно знижує твердість сталі (до 20…30HRC), знижує границю міцності сталі при розтяганні, границю текучості, підвищує пластичність та ударну в'язкість. Під час витримування сталі в інтервалі температур високого відпуску збільшується розмір і проходить сфероїдизація дисперсних карбідних часток, зростає феритне зерно. Зернисту ферито-цементитну суміш, структуру, що при цьому утворюється, називають сорбітом відпуску. Високий відпуск застосовують для обробки деталей з вуглецевих і легованих сталей, які повинні задовольняти високі вимоги по границі витривалості, ударної в'язкості, мати найліпше співвідношення міцності та в'язкості сталі (вали, осі, шестерні, зубчасті колеса, тощо). Високий відпуск зменшує чутливість сталей до концентраторів напружень, підвищує роботу розвитку тріщини та знижує температуру порогу холодноламкості.

Термічна обробка, що складається з гартування та високого відпуску називається поліпшенням. Як правило застосовується для поліпшуваних сталей, що містять 0,3…0,55% С. Час ізотермічної витримки при високому відпуску становить 1,0…6,0 годин, і залежить від габаритів деталей.

4. Хіміко-термічна обробка сталі

Хіміко - термічна обробка сталі (ХТО) - процес зміни хімічного складу, мікроструктури та властивостей поверхневого шару деталі.

Зміна хімічного складу поверхневих шарів досягається в результаті їх взаємодії з оточуючим середовищем (твердим, рідким, газоподібним, плазменним), в якому здійснюється нагрів.

У результаті зміни хімічного складу поверхневого шару змінюється його фазовий склад та мікроструктура.

Основними параметрами хіміко - термічної обробки є температура нагріву і тривалість витримки.

В основі будь - якого різновиду хіміко - термічної обробки лежать процеси дисоціації, адсорбції, дифузії.

Дисоціація - отримання насичуючого елемента в активованому атомарному стані в результаті хімічної реакції, а також випаровування.

Наприклад,

Адсорбція - захоплення поверхнею деталі атомів насичуючого елемента.

Адсорбція завжди екзотермічний процес, який приводить до зменшення вільної енергії.

Дифузія - переміщення адсорбованих атомів вглиб виробу.

Для здійснення процесів адсорбції та дифузії необхідно, щоб насичуючий елемент взаємодіяв з основним металом, утворюючи тверді розчини чи хімічні з'єднання.

Хіміко - термічна обробка є основним способом поверхневого зміцнення деталей.

Основними різновидами хіміко - термічної обробки є:

- цементація (насичення поверхневого шару вуглецем);

- азотування (насичення поверхневого шару азотом);

- нітроцементація чи ціанування (насичення поверхневого шару одночасно вуглецем і азотом);

- дифузійна металізація (насичення поверхневого шару різними металами);

- сульфідування (покриття поверхні сталі шаром сірки товщиною в декілька мікрон);

Цементація

Цементація - хіміко - термічна обробка, яка полягає в дифузійному насиченні поверхневого шару атомами вуглецю при нагріві до температури 900…950 ^oС.

Цементацію використовують для сталей з низьким вмістом вуглецю (до 0,25 %).

Нагрів виробів здійснюють в середовищі, яке легко віддає вуглець. Підібрав режими обробки, поверхневий шар насичують вуглецем до потрібної глибини.

Глибина цементації (h) - відстань від поверхні виробу до середини зони, де в структурі є однакові об'єми фериту та перліту (h=1…2 мм).

Ступінь цементації - середній вміст вуглецю в поверхневому шарі (не більше 1,2%).

Більш високий вміст вуглецю призводить до виникнення значної кількості вторинного цементиту, який призводить у поверхневому шарі до підвищеної крихкості.

На практиці використовують цементацію в твердому та газовому карбюризаторі (навуглецьовуюче середовище).

Ділянки деталей, які не підлягають цементації, попередньо покриваються міддю (електролітичним способом) чи глиняною сумішшю.

Цементація в твердому карбюризаторі

Майже готові вироби, з припуском під шліфовку, укладають в металічні ящики і присипають твердим карбюризатором. Використовується деревне вугілля з домішками вуглекислих солей ВаСО₃, Na₂CO₃ в кількості 10…40%. Закриті ящики укладають в піч і витримують при температурі 930…950 ^oС.

За рахунок кисню повітря відбувається неповне згорання вугілля з утворенням окису вуглецю (СО), який розкладається з утворенням атомарного вуглецю за реакцією:

Атоми вуглецю, що утворилися адсорбуються поверхнею виробу і дифундують вглиб металу.

Недоліком даного способу є:

- Значні витрати часу (для цементації на глибину 0,1 мм витрачається 1 година);

- Низька продуктивність процесу;

- Громіздке обладнання;

- Складність автоматизації процесу;

Даний спосіб застосовується в дрібносерійному виробництві.

Газова цементація

Процес здійснюється в печах з герметичною камерою, наповненою газовим карбюризатором.Атмосфера вуглецевміщуючих газів включає азот, водень, водяні пари, які утворюють газ - носій, а також окис вуглецю, метан та інші вуглеводні, які є активними газами.

Глибина цементації визначається температурою нагріву та часом витримки.

Переваги способу:

- можливість отримання заданої концентрації вуглецю в шарі ( можна регулювати вміст вуглецю, змінюючи співвідношення складових, атмосферу газів);

- скорочення тривалості процесу за рахунок спрощення подальшої термічної обробки;

- можливість повної механізації і автоматизації процесу.

Спосіб застосовується в серійному та масовому виробництві.

Структура цементованого шару

Структура цементованого шару показана на рис. 1

На поверхні виробу утворюється шар заевтектоїдної сталі, яка складається з перліту та цементиту. По мірі віддалення від поверхні, вміст вуглецю знижується і наступна зона складається тільки з перліту. Потім з'являються зерна фериту, їх кількість, по мірі віддалення від поверхні збільшується. І, нарешті, структура стає відповідною вихідному складу

Рис. 1. Структура цементованого шару

Термічна обробка після цементації

В результаті цементації досягається тільки вигідне розподілення вуглецю по перерізу. Остаточно формує властивості цементованої деталі подальша термічна обробка. Всі вироби піддають гартуванню з низьким відпуском. Після гартування цементований виріб набуває високої твердості та зносостійкості, збільшується границя контактної витривалості і границя витривалості при вигині, при збереженні в'язкої серцевини.

Комплекс термічної обробки залежить від матеріалу і призначення виробу.

Графіки різних комплексів термічної обробки наведені на рис. 2

Якщо сталь спадково дрібнозерниста чи виріб невідповідного призначення, то проводять одноразове гартування з температури 820…850^oС (рис. 2б). При цьому забезпечується отримання високо вуглецевого мартенситу в цементованому шарі, а також часткова перекристалізація і подрібнення зерна серцевини.

Рис. 2. Режими термічної обробки цементованих виробів

При газовій цементації виріб при закінченні процесу підстужують до цих температур, а потім проводять гартування (непотрібний повторний нагрів під гартування) (рис. 2а).

Для задоволення дуже високих вимог (для механічних властивостей цементованих деталей) здійснюють подвійне гартування (рис.2в).

Перше гартування (чи нормалізація) проводиться з температури 880…900^oС для виправляння структури серцевини.

Друге гартування проводиться з температури 760…780^oС для отримання дрібноголчастого мартенситу в поверхневому шарі.

Завершальною операцією термічної обробки завжди є низький відпуск, який проводиться при температурі 150…180^oС. В результаті відпуску в поверхневому шарі отримують структуру мартенситу відпуску, частково знімаються напруження. Цементації піддають зубчаті колеса, поршневі кільця, осі, ролики.

Азотування

Азотування - хімико - термічна обробка, при якій поверхневі шари насичуються азотом.

Вперше азотування здійснив Чижевский И.П., промислове застосування - в двадцяті роки.

При азотуванні збільшується не тільки твердість і зносостійкість, а також підвищується корозійна стійкість.

При азотуванні виріб завантажують в герметичні печі, куди поступає аміак NH₃ з визначеною швидкістю. При нагріві аміак дисоціює за реакцією: 2NH₃>2N+3H₂. Атомарний азот поглинається поверхнею і дифундує вглиб виробу.

Фази, які отримуються в азотованому шарі вуглецевих сталей, не забезпечують високої твердості, і сформований шар крихкий.

Для азотування використовують сталі, з вмістом алюмінію, молібдену, хрому, титану. Нітриди цих елементів дисперсні і мають високу твердість і термічну стійкість.

Типові азотованні сталі: 38ХМЮА, 35ХМЮА, 30ХТ2Н3Ю.

Глибина і поверхнева твердість азотованого шару залежить від ряду факторів, з яких основні: температура азотування, тривалість азотування і склад азотованої сталі.

В залежності від умов роботи деталей розрізняють азотування:

- для підвищення поверхневої твердості та зносостійкості;

- для покращення корозійної стійкості (антикорозійне азотування).

В першому випадку процес проводять при температурі 500…560^oС на протязі 24…90 годин, так як швидкість азотування складає 0,01 мм/год. Вміст азоту в поверхневому шарі складає 10…12%, товщина слою (h) - 0,3…0,6 мм. На поверхні отримують твердість близько 1000 HV. Охолодження проводять разом з піччю в потоці аміаку.

Значне скорочення часу азотування досягається при іонному азотуванні, коли між катодом (деталлю) та анодом (контейнерна установка) збуджується тліючий розряд. Відбувається іонізація азотовміщуючого газу, і іони які бомбардують поверхню катоду, нагрівають його до температури насичення. Катодне розпилення здійснюється на протязі 5…60 хв. При напрузі 1100…1400В та тиску 0,1…0,2 мм.рт.ст., робоча напруга 400…1100В, тривалість процесу до 24 годин.

Антикорозійне азотування проводять для легованих і вуглецевих сталей. Температура проведення азотування 650…700^oС, тривалість процесу - 10 годин. На поверхні утворюється шар - фази товщиною 0,01…0,03 мм, який має високу стійкість проти корозії. ( - фаза - твердий розчин на основі нітриду заліза Fe₃N, має гексагональну гратку).

Азотування проводять на готових виробах, які пройшли остаточну механічну та термічну обробку (гартування з високим відпуском).

Після азотування в серцевині виробу зберігається структура сорбіту, яка забезпечує підвищену міцність та в'язкість.

Ціанування і нітроцементація

Ціанування - хіміко - термічна обробка, при якій поверхня насичується одночасно вуглецем та азотом.

Здійснюється в ваннах з розплавленими ціаністими солями, наприклад NaCN з добавками солей NаCl, BaCl та ін. При окисленні ціаністого натрію утворюється атомарний азот та окис вуглецю:



Глибина шару і концентрація в ньому вуглецю і азоту залежать від температури процесу та його тривалості.

Ціанований шар володіє високою твердістю 58…62 HRC і гарними показниками до спрацювання. Підвищується утомна міцність та корозійна стійкість.

Тривалість процесу 0,5…2 години.

Високотемпературне ціанування - проводиться при температурі 800…950^oС, супроводжується переважним насиченням сталі вуглецем до 0,6…1,2%, (рідинна цементація). Вміст азоту в ціанованому шарі 0,2…0,6%, товщина шару 0,15…2 мм. Після ціанування вироби піддаються гартуванню і низькому відпуску. Кінцева структура ціанованого шару складається з тонкого шару карбонітридів Fe₂(C, N), а потім азотистий мартенсит.

В порівнянні з цементацією високотемпературне ціанування проходить з більшою швидкістю, приводить до меншої деформації деталей, забезпечує більшу твердість і опір зносу.

Низькотемпературне ціанування - проводиться при температурі 540…600^oС, супроводжується переважним насиченням сталі азотом. Проводиться для інструментів з швидкоріжучих, високохромистих сталей, є остаточною обробкою.

Основним недоліком ціанування є отруйність ціаністих солей.

Нітроцементація - газове ціанування, здійснюється в газових сумішах з цементуючого газу і дисоційованого аміаку.

Склад газу, температура процесу визначають співвідношення вуглецю і азоту в ціанованому шарі. Глибина шару залежить від температури і тривалості витримки.

Високотемпературна нітроцементація проводиться при температурі 830…950^oС, для машинобудівельних деталей з вуглецевих і мало вуглецевих сталей при підвищеному вмісті аміаку. Завершальною термічною обробкою є гартування з низьким відпуском. Твердість досягає 56…62 HRC.

На ВАЗі 95% деталей піддають нітроцементації.

Низькотемпературній нітроцементації піддають інструмент з швидкоріжучої сталі після термічної обробки (гартування і відпуск). Процес проводять при температурі 530…570^oС, на протязі 1,5…3 годин. Утворюється поверхневий шар товщиною 0,02…0,004 мм з твердістю 900…1200 HV.

Нітроцементація характеризується безпекою в роботі, низькою вартістю.

5. Леговані сталі

сталь чавун легування термічний

Леговані сталі - це сплави на основі заліза, у хімічний склад яких спеціально введені легуючі елементи, які забезпечують при певних способах виробництва і обробки необхідну структуру і властивості.

Легуючими елементами називають хімічні елементи, спеціально введені у сталь для отримання заданої будови, структури, фізико-хімічних і механічних властивостей.

Основними легуючими елементами в сталях є: Mn, Si, Cr, Ni, Mo, W, Co, Cu, Ti, V, Zr, Nb, Al, B.

В деяких сталях легуючими елементами можуть бути також : P, S, N, Se, Te, Pb, Ce, La. Перераховані елементи, а також H, O, Sn, Sb, As, Bi можуть бути також домішками у сталі. Вміст легуючих елементів у сталі може коливатися від тисячних долей проценту до десятків процентів. У легованих сталях вміст окремих елементів більший, ніж вміст цих же елементів у вигляді домішок. Деякі легуючі елементи (V, Zr, Nb, Ti, В) можуть суттєво впливати на структуру і властивості сталі при вмісті їх у сотих долях процента (В- у тисячних долях процента). Такі сталі іноді називають мікролегованими.

Структурні класи легуючих елементів

Легуючі елементи-метали можна умовно розділити на наступні групи:

- Метали залізної групи. До них відносяться кобальт, нікель, а також близький до них по властивостям марганець.

- Тугоплавкі метали. До них відносяться метали, що мають температуру плавлення вище ніж у заліза, тобто вище 1539 ⁰С. Із тугоплавких металів, найчастіше використовують вольфрам, молібден, ніобій, а також анадій і хром.

- Легкі метали. Найчастіше застосовують титан і алюміній.

- Рідкоземельні метали (РЗМ). Це - лантан, церій, неодим, а також близькі до них по властивостям ітрій і скандій. Рідкоземельні метали часто використовують у вигляді так званого мішметалу, який містить 40-45% церія і 45-50% усіх інших рідкоземельних металів.

Вплив легуючих елементів на поліморфізм.

Легуючі елементи змінюють температуру поліморфних перетворень в залізі, тобто точки А3 і А4, тим самим вони впливають на будову діаграми залізо-елемент.

По впливу легуючих елементів на діаграму стану їх можна поділити на дві групи:

До першої групи відносяться легуючі елементи, які розширюють - область. Розширення - області буде виникати у тому випадку, якщо легуючий елемент підвищує точку А₄ і знижує точку А₃. При цьому можливе існування - фази у всьому інтервалі концентрацій ( відкрита - область) і обмеження області існування - фази внаслідок появи нових фаз і утворення гетерогенних областей (розширена - область).

Таким чином, легуючі елементи першої групи можна ще поділити на елементи, які утворюють з залізом сплави зі структурою необмеженного гомогенного твердого розчину, до них відноситься нікель, марганець, кобальт, палладій, платина, і на елементи, які утворюють сплави, в яких гомогенна область обмежується гетерогенною внаслідок утворення нових фаз. До таких елементів відносяться вуглець, азот, мідь, цинк.

До другої групи відносяться елементи, які звужують - область. Звуження - області буде виникати у тому випадку, якщо легуючий елемент знижує точку А₄ і підвищує точку А₃. При певній концентрації легуючого елементу може виникати повне замикання - області.

Наведена схема не охоплює всього розмаїття можливих варіантів впливу легуючих елементів на критичні точки заліза, і отже, на вигляд діаграми залізо-легуючий елемент. Так, хром, молібден, алюміній, ванадій, які відносяться до елементів, які замикають - область, напочатку знижують критичні точки А₄ і А₃ і тільки починаючи з певної концентрації починають підвищувати точку А3. Кобальт , сприяє отриманню відкритої - області, напочатку підвищує критичну точку А3.

Така різниця впливу легуючих елементів на поліморфізм заліза і на вигляд діаграми залізо-легуючий елемент обумовлено впливом різних факторів:

1) ізоморфністю легуючого елементу однієї із модифікацій заліза (або )

2) різницею атомних розмірів заліза і легуючого елементу

3) характером і енергією міжатомної взаємодії

4) електронною будовою атомів заліза і легуючого елементу

При легуванні заліза декількома елементами одночасно їх вплив на отримання і - фаз не сумується. Більш того, в ряді випадків їх вплив може бути навіть протилежний дії цього елементу в подвійному сплаві.

Фази в легованих сталях

Як правило, в легованих сталях легуючі елементи, які входять у їх склад, не являються самостійними компонентами, а утворюють фази. Такими фазами можуть бути тверді розчини і проміжні фази ( карбіди, нітриди, інтерметаліди). Структура и властивості сталей визначаються складом і будовою фаз, її розташуванням у структурі і взаємодією між собою.

Тверді розчини на основі заліза

У сталях і сплавах можливі три випадки розчинності:

- компоненти практично не розчиняються. При цьому утворюється гетерогенна суміш і кожний елемент кристалізується у своїй гратці .

- компоненти мають необмежену повну розчинність. В цьому випадку атоми різних елементів утворюють спільну кристалічну гратку - неперервний твердий розчин. Залізо з легуючими елементами утворює неперервні тверді розчини у системах Fe - Cr; Fe - V (-тверді розчини) і Fe-Mn: Fe-Ni; Fe-Co (- тверді розчини). Однак в деяких із цих сплавів при певних концентраціях легуючого елемента і температурах утворюються проміжні фази - інтерметаліди .

- компоненти обмежено розчинні, тобто на діаграмі стану з боку «чистого елемента» утворюється обмежений твердий розчин, який має кристалічну гратку розчинника. Величина розчинності буде різноманітною у кожній системі, тобто обмежені тверді розчини будуть мати неоднакову область гомогенності (концентраційні межі існування твердого розчину).

...