Основы материаловедения

Фосфор растворяется в феррите, уменьшая пластичность, склонен к ликвации на границах зерен и вызывает хладноломкость.

Скрытые примеси (газы азот, кислород, водород), содержание которых составляет 10^-2 - 10^-4%, ухудшают пластические свойства стали.

Знак качества обозначается буквой А и проставляется в конце обозначения марки стали. Например: сталь инструментальная У10А, содержащая 1% углерода.

По назначению стали делятся на конструкционные и инструментальные.

Чугуны, в зависимости от того, в какой форме присутствует углерод в сплавах, различают белые, серые, высокопрочные и ковкие. Высокопрочные чугуны являются разновидностью серых, но из-за повышенных механических свойств их выделяют в особую группу.

Белыми называют чугуны, в которых весь углерод находится в связанном состоянии в виде цементита. Эти чугуны, фазовые превращения которых протекают согласно диаграмме состояния Fe - Fe₃C, подразделяют на доэвтектические, эвтектические и заэвтектические.

Из-за большого количества цементита белые чугуны тверды (4500-5500 НВ), хрупки и для изготовления деталей машин мало используются. Ограниченное применение имеют отбеленные чугуны - отливки из серого чугуна со слоем белого чугуна в виде твердой корки на поверхности. Из них изготовляют прокатные валки, лемехи плугов, тормозные колодки и другие детали, работающие в условиях износа.

В промышленности широко применяют серые, высокопрочные и ковкие чугуны, в которых весь углерод или часть его находится в виде графита. Графит обеспечивает пониженную твердость, хорошую обрабатываемость резанием, а также высокие антифрикционные свойства вследствие низкого коэффициента трения. Вместе с тем включения графита снижают прочность и пластичность, так как нарушают сплошность металлической основы сплава. Серые, высокопрочные и ковкие чугуны различаются условиями образования графитных включений и их формой, что отражается на механических свойствах отливок.

Серыми называют чугуны с пластинчатой формой графита.

По химическому составу серые чугуны разделяют на обычные (нелегированные) и легированные. Обычные серые чугуны - сплавы сложного состава, содержащие основные элементы: Fe-C-Si и постоянные примеси: Mn, P, S. В небольших количествах в обычных чугунах может содержаться Cr, Ni и Cu, которые попадают из руды. Почти все эти элементы влияют на условия графитизации, количество графитных включений, структуру металлической основы и, как следствие, свойства чугуна.

Углерод оказывает определяющее влияние на качество чугуна, изменяя количество графита и литейные свойства. Чем выше концентрация углерода, тем больше выделений графита в чугуне и тем ниже его механические свойства.

Кремний обладает сильным графитизирующим действием; способствует выделению графита в процессе затвердевания чугуна и разложению выделившегося цементита.

Марганец затрудняет графитизацию чугуна, несколько улучшает его механические свойства, особенно в тонкостенных отливках.

Сера - вредная примесь. Она ухудшает механические и литейные свойства чугунов: понижает жидкотекучесть, увеличивает усадку и повышает склонность к образованию трещин.

Фосфор в количестве до 0,3% растворяется в феррите. При большей концентрации он образует с железом и углеродом тройную «фосфидную» эвтектику. Она имеет низкую температуру плавления (950 ^оС), что увеличивает жидкотекучесть чугуна, но дает высокую твердость и хрупкость.

Таким образом, степень графитизации в чугуне возрастает с увеличением содержания углерода и кремния.

Кроме химического состава, структура чугуна и его свойства зависят от технологических факторов, главным из которых является скорость охлаждения. С уменьшением скорости охлаждения увеличивается количество графита, с увеличением - количество химически связанного углерода.

Ухудшая механические свойства, графит в то же время придает чугуну ряд ценных свойств. Он измельчает стружку при обработке резанием, оказывает смазывающее действие и, следовательно, повышает износостойкость чугуна, придает ему демпфирующую способность. Кроме того, пластинчатый графит обеспечивает малую чувствительность чугуна к дефектам поверхности. Благодаря этому сопротивление усталости деталей из чугуна соизмеримо со стальными деталями.

В чугунах с высоким содержанием кремния при медленном охлаждении отливки первичная кристаллизация происходит в соответствии со стабильной диаграммой Fe - C (рис. 7.1); в этом случае графит появляется непосредственно из жидкой фазы. С увеличением скорости охлаждения создаются условия для первичной кристаллизации в соответствии с метастабильной диаграммой Fe - Fe₃C (рис. 7.1); из жидкой фазы выделяется цементит, а графит образуется вследствие его распада при дальнейшем охлаждении.

Чем крупнее и прямолинейнее форма графитовых включений, тем ниже сопротивление серого чугуна разрыву. И, наоборот, чем мельче и разобщеннее графитовые включения, тем меньше их отрицательное влияние.

По структуре металлической основы серые чугуны разделяют на три вида.

1. Серый перлитный со структурой (рис. 7.5а) перлит + графит (рис. 7.6, область III). В этом чугуне количество связанного углерода составляет 0,8%.

2. Серый ферритно-перлитный со структурой (рис. 7.5б) феррит + перлит + графит (рис. 7.6, область IIIа). Количество связанного углерода в нем менее 0,8%.

3. Серый ферритный со структурой (рис. 7.5в) феррит + графит (рис. 7.6, область IIIб). В это чугуне весь углерод находится в виде графита.

Рис. 7.5. Микроструктуры серых чугунов: а - перлитного; б - ферритно-перлитного; в-ферритного



Рис. 7.6. Структурная диаграмма чугунов в зависимости от содержания кремния и углерода (а) и толщины стенки отливки (б): I - белый чугун; II - половинчатый чугун; III, IIIа, IIIб - серый перлитный, ферритно-перлитный и ферритный чугун соответственно

Механические свойства серого чугуна зависят от свойств металлической основы и, главным образом, количества, формы и размеров графитных включений. Прочность, твердость и износостойкость чугунов растут с увеличением количества перлита в металлической основе, которая по строению аналогична сталям. Решающее значение графита обусловлено тем, что его пластинки, прочность которых ничтожно мала, действуют как надрезы или трещины, пронизывающие металлическую основу и ослабляющие ее.

Номенклатура отливок из серого чугуна и их масса разнообразны: от деталей в несколько граммов (например, поршневые кольца двигателей) до отливок в 100 т и более (станины станков). Выбор марки чугунов для конкретных условий работы определяется совокупностью технологических и механических свойств (таблица 7.1).

Таблица 7.1. Механические свойства некоторых марок серых чугунов (ГОСТ 1412-85)

Чугун	в, МПа	, %	НВ	Структура металлической основы
СЧ 15 СЧ 25 СЧ 40 СЧ 45	150 250 400 450	- - - -	1630-2290 1800-2500 2070-2850 2290-2890	Феррит Феррит + перлит Перлит Перлит

Марка серого чугуна состоит из букв СЧ (серый чугун) и цифры, показывающей значение временного сопротивления при растяжении в кгс/см²

Высокопрочными чугунами называют чугуны, в которых графит имеет шаровидную форму. Их получают модифицированием магнием, который вводят в жидкий чугун в количестве 0,02-0,08%. Ввиду того, что модифицирование чугунов чистым магнием сопровождается сильным пироэффектом, чистый магний заменяют лигатурами (например, сплавом магния и никеля).

По структуре высокопрочный чугун может быть ферритным, ферритно-перлитным или перлитным (рис. 7.7).

Рис. 7.7. Микроструктура высокопрочного чугуна, (х 300): а - ферритный; б - ферритно-перлитный; в-перлитный

Шаровидный графит - менее сильный концентратор напряжений, чем пластинчатый графит, и поэтому меньше снижает механические свойства основы. Чугуны с шаровидным графитом обладают более высокой прочностью и некоторой пластичностью. Маркируют высокопрочные чугуны по пределу прочности и относительному удлинению (таблица 7.2).

Таблица 7.2. Механические свойства некоторых высокопрочных чугунов (ГОСТ 7293-85)

Чугун	в, МПа	, %	НВ	Структура металлической основы
ВЧ 38-17 ВЧ 42-12 ВЧ 50-7 ВЧ 60-2 ВЧ 80-2 ВЧ 120-2	380 420 500 600 800 1200	17 12 7 2 2 2	1400-1700 1400-2000 1710-2410 2000-2800 2500-3300 3020-3800	Феррит с небольшим количеством перлита Перлит с небольшим количеством феррита

Высокопрочные чугуны применяют в различных отраслях техники, эффективно заменяя сталь во многих изделиях и конструкциях. Из них изготовляют оборудование прокатных станов (прокатные валки массой 12 т), кузнечно-прессовое оборудование (траверса пресса, шабот ковочного молота), в турбостроении - корпус паровой турбины, лопатки направляющего аппарата, в дизеле-, тракторо- и автомобилестроении - коленчатые валы, поршни и многие другие ответственные детали, работающие при высоких циклических нагрузках и условиях изнашивания.

В некоторых случаях для улучшения механических свойств применяют термическую обработку отливок; для повышения прочности - закалку и отпуск при 500-600 ^оС; для увеличения пластичности - отжиг, способствующий сфероидизации перлита.

Ковкими называют чугуны, в которых графит имеет хлопьевидную форму. Их получают отжигом белых доэвтектических чугунов. По этой причине графит ковких чугунов называют углеродом отжига. Такой графит, в отличие от пластинчатого, меньше снижает механические свойства металлической основы, вследствие чего ковкий чугун по сравнению с серым обладает более высокой прочностью и пластичностью.

Отливки из белого чугуна, подвергаемые отжигу на ковкий чугун, изготовляют тонкостенными. Они не должны иметь сечение более 50 мм, иначе в сердцевине при кристаллизации выделяется пластинчатый графит, чугун становится непригодным для отжига.

По структуре металлической основы, которая определяется режимом отжига, ковкие чугуны бывают ферритными и перлитными (рис. 7.8).

Рис. 7.8. Микроструктура ковких чугунов, (х 300): а - ферритный; б - ферритно - перлитный; в-перлитный

Отжиг на ферритные чугуны проводят по режиму 1 (рис. 7.9), обеспечивающему графитизацию всех видов цементита белого чугуна. Перлитный ковкий чугун получают отжигом, который проводят в окислительной среде по режиму 2 (рис. 7.9).



Рис. 7.9. Схема отжига белого чугуна на ковкий: 1 - на ферритный; 2 - на перлитный

Графитизация цементита перлита практически не происходит, чугун приобретает структуру, состоящую из перлита и углерода отжига. Отсутствие литейных напряжений, которые полностью снимаются во время отжига, компактная форма и изолированность графитных включений обусловливают высокие механические свойства ковких чугунов. Принцип их маркировки тот же, что и высокопрочных чугунов: КЧ _в - (таблица 7.3).

Таблица 7.3. Механические свойства некоторых марок ковких чугунов (ГОСТ 1215-79)

Чугун	в, МПа	, %	НВ	Структура металлической основы
КЧ 30-6 КЧ 35-10 КЧ 37-12 КЧ 45-7 КЧ 60-3 КЧ 80-1,5	300 350 370 450 600 800	6 10 12 7 3 1,5	1000-1630 1000-1630 1100-1630 1500-2070 2000-2690 2700-3200	Феррит + (10-3%) перлита Перлит + (20-0%) феррита

Из таблицы видно, что ферритные чугуны имеют более высокую пластичность, а перлитные - более высокую прочность и твердость.

Ковкие чугуны нашли широкое применение в сельскохозяйственном, автомобильном и текстильном машиностроении, в судо-, котло-, вагоно- и дизелестроении. Из них изготовляют детали высокой прочности, работающие в тяжелых условиях износа, способные воспринимать ударные и знакопеременные нагрузки. Большая плотность отливок ковкого чугуна позволяет изготовлять детали водо- и газопроводных установок; хорошие литейные свойства исходного белого чугуна - отливки сложной формы.

Недостаток ковких чугунов - повышенная стоимость из-за продолжительного дорогостоящего отжига.

8. Основы теории термической обработки

Свойства сплавов определяются его структурой (внутренним строением), которая зависит от температуры нагрева и скорости охлаждения. Основной способ изменить структуру, а, следовательно, свойства - это термическая обработка.

Термическая обработка - это совокупность операций нагрева, выдержки и охлаждения, проводимых в определенной последовательности с целью изменения внутреннего строения сплава и получения необходимых физико-механических свойств.

В основе термической обработки лежат фазовые превращения в твердом состоянии.

8.1 Четыре основных превращения в сталях

В сталях основными являются три структуры: аустенит - твердый раствор углерода в г - Fe [Fe _г(С)]; мартенсит - пересыщенный, частично упорядоченный твердый раствор углерода в б - Fe [Fe _г(С)]; перлит - эвтектоидная смесь феррита и цементита [Fe_б + Fe₃ С]. Переход из одной структуры в другую характеризует основные превращения при термической обработке:

- первое превращение - это превращение перлита в аустенит, которое происходит при нагреве: П>А (рис. 8.1).



Рис. 8.1. Изменение энергии фаз в зависимости от температуры

- второе превращение - это превращение аустенита в феррито-цементитные смеси разной дисперсности в зависимости от скорости охлаждения: А>Ф+Ц;

- третье превращение заключается в превращении аустенита в мартенсит А>М при быстром охлаждении (при закалке);

- четвертое превращение заключается в разложении мартенсита при отпуске закаленной стали (М > продукты распада).

Любой технологический процесс термической обработки состоит из определенных комбинаций этих четырех превращений.

8.2 Превращения в стали при нагреве - образование аустенита (I превращение)

Превращение П > А - процесс кристаллизационного типа и подчиняется закономерностям кристаллизации, т.е. зарождаются центры новой фазы (А) и они растут (рис. 8.2). Перекристаллизация перлита в аустенит сопровождается размельчением зерен. Размер зерен вновь образовавшегося аустенита, который называется начальным, не зависит от размера исходного зерна, а зависит от степени дисперсности фаз в перлите. Чем выше дисперсность, тем мельче получается аустенитное зерно.

Превращение П>А носит диффузионный характер и сопровождается значительным перемещением атомов углерода.

Рис. 8.2. Превращение перлита в аустенит: а - зарождение новой фазы аустенита в зерне перлита; б, в-рост фазы аустенита и степень растворения цементита (Fe₃С) в аустените Fe_г(С); г - получение гомогенного начального зерна аустенита

Превращение состоит из двух параллельно идущих процессов:

- полиморфного Fe_б> Fe_г превращения;

- растворения цементита (Fe₃С) в аустените Fe_г(С).

Превращение П>А может идти изотермически при температуре 727°С (см. рис. 7.1, т. А_с1 и при непрерывном нагреве (рис. 8.3)

Рис. 8.3. Диаграмма изотермического превращения перлита в аустенит для стали с 0,8% С

Процесс перехода П >А при непрерывном нагреве со скоростью V₁ и V₂ (рис. 8.3) изучают путем построения диаграммы изотермического образования аустенита. Образцы нагревают до температур выше А₁ последовательно и выдерживают сплав при этих температурах, фиксируя начало и конец превращения;

Н - начало превращения П>А;

К - конец превращения П>А;

Р - конец растворения углерода в аустените;

Г - конец гомогенизации аустенита.

Из диаграммы (рис. 8.3) видно: время превращения П>А зависит существенно от степени перегрева (нагрева выше А₁).

С увеличением перегрева уменьшается размер критического зародыша аустенита, увеличивается скорость возникновения зародышей и скорость их роста, происходит измельчение зерна стали, что используется в практике термической обработки (отжиг, закалка). При обработке токами высокой частоты (ТВЧ) можно получить очень мелкие зерна аустенита.

Влияние нагрева на продолжительность (ф_прев) превращения показывают лучи скоростей V₁ и V₂. При меньшей скорости нагрева (V₁ < V₂< V₃) (рис. 8.3) превращение происходит при более низких температурах, за больший промежуток времени.

В доэвтектоидных сталях при нагреве от А₁ до А₃ происходит превращение избыточного феррита в аустенит (рис. 8.4).

В заэвтектоидных сталях при нагреве от А₁ до А_ст происходит растворение цементита вторичного (Fe₃С) в аустените (рис. 8.4). При этом выравнивается концентрация углерода и укрупняется зерно аустенита. С повышением температуры нагрева, в результате собирательной рекристаллизации, аустенитное зерно растет (рис. 8.4). Крупные зерна растут, поглощая мелкие. Скорость роста зерен при перегреве зависит от способа выплавки стали, полноты раскисления и наличия легирующих элементов. Природным зерном называется зерно аустенита, образующееся после трехчасовой выдержки при 930°С.

Рис. 8.4. Часть диаграммы зерна перлита в зависимости от нагрева

Рис. 8.5. Схема изменения размера «железо-углерод» в аустенитной области

По склонности к росту аустенитного зерна стали делят на две группы: наследственно-крупнозернистые и наследственно - мелкозернистые.

При последующем охлаждении стали зерна аустенита не измельчаются. Размер зерна при комнатной температуре называется действительным зерном и зависит от температуры нагрева, продолжительности выдержки, склонности стали к росту зерна при нагреве. Это необходимо учитывать при назначении режимов термической обработки. Температура нагрева под закалку для доэвтектоидной стали не должна превышать: А₃ + (30…50°С) (рис. 8.4). Для заэвтектоидной стали не должна превышать А₁ + (30…50°С). Нагрев заэвтектоидной стали до температуры, значительно превышающий А₃ и А_сm, приводит к образованию крупного действительного зерна. Такой нагрев называют перегревом.

Нагрев до еще более высоких температур в окислительной атмосфере сопровождающийся образованием по границам зерен окислов железа с частичным оплавлением, называется пережогом.

Перегрев и пережог являются браком при термической обработке. Причем перегрев можно исправить охлаждением и последующим повторным нагревом до необходимой температуры, а пережог является неисправимым браком. Свойства стали зависят от размеров действительного зерна.

Мелкозернистые стали имеют значительно более высокую вязкость, несколько более высокую прочность и твердость в сравнении с крупнозернистыми.

Крупнозернистые стали имеют также ряд преимуществ. Эти стали имеют лучшую прокаливаемость; жаропрочные аустенитные стали с крупным зерном лучше сопротивляются ползучести. Магнитомягкие стали имеют меньшую коэрцитивную силу и тем самым меньшие потери.

8.3 Превращения в стали при охлаждении (II превращение)

При медленном охлаждении происходит эвтектоидное превращение аустенита

Fe_г(С)> Fe_б + Fe₃С; А>Ф+Ц_II

0,8% С0,2% С+6,67% С

Рассмотрим закономерность превращения переохлажденного аустенита эвтектоидного состава (0,8% С) на n-ом количестве образцов. Для этого:

1) образцы нагревают до однородного аустенита выше А_с1+ (30…50°С)?770°С, дают выдержку;

2) образцы переносятся в термостаты с заданной температурой ниже линии А₁ (727°С), интервал между изотермами 25-50°С;

3) в процессе изотермической выдержки наблюдают за происходящими в аустените превращениями (измеряют твердость, плотность, магнитную восприимчивость);

4) строят серию кинетических кривых в координатах «время - количество расплавившегося аустенита».

Отрезки ОН₁, ОН₂ (рис. 8.6) и т.д. называются инкубационным или подготовительным периодом.

Рис. 8.6. Кинетические кривые изотермического превращения аустенита (а) и построенная по ним диаграмма (б)

Превращение протекает с различной скоростью и достигает максимума при 50% распавшегося аустенита.

С увеличением переохлаждения устойчивость аустенита уменьшается (ОН₁ > ОН₂), минимум устойчивости приходится на переохлаждение в 150-200°С ниже А₁ (500 - 550°С).

При дальнейшем увеличении переохлаждения устойчивость растет (ОН₃).

Строят диаграмму изотермического превращения переохлажденного аустенита в координатах t° - lgф. Такая диаграммы в координатах называется диаграммой изотермического превращения аустенита или С - образной диаграммой:

- левая кривая - начало превращения переохлажденного аустенита в зависимости от степени переохлаждения;

- правая кривая - конец превращения аустенита. Она показывает время, необходимое при данном переохлаждении для полного превращения аустенита в феррито-цементитную смесь;

- точка Н₂ соответствует переохлаждению 150-200°С ниже А₁ и показывает интервал минимальной устойчивости аустенита.

8.4 Перлитное превращение

Распад аустенита состоит из двух одновременно протекающих процессов:

- перехода Fe_г> Fe_б (бездиффузионного процесса) и образования цементита Fe₃С (диффузионного процесса).

При перлитном превращения ведущей фазой является цементит (Fe₃С). Зарождение зародыша Fe₃С происходит на границе зерна, далее пластинка прорастает в середину зерна, а соседние участки обедняются углеродом и образуется феррит (рис. 8.7).

С увеличением степени переохлаждения увеличивается разность энергии аустенита и перлита (ДF = F_А - F_П) (рис. 8. 1). Это приводит к повышению дисперсности образующихся фаз. Структуру феррито-цементитной смеси различной дисперсности называют перлитом, сорбитом, трооститом.

Рис. 8.7. Последовательность образования перлита в аустенитном зерне: а - первичные пластинки цементита в феррите; б - вторичные пластинки цементита в феррите; в-колонии перлита

Рис. 8.8. Микроструктура перлита, (Ч1500)

На рисунке 8.8 по ориентировке пластин можно различить два зерна перлита (две колонии).

Дисперсность - суммарная толщина соседних пластинок Fe_б + Fe₃С (рис. 8.9).



Рис. 8.9. Схема расположения пластинок цементита (а) и феррита (б) в перлите на поверхности протравленного шлифа. Стрелкой показано направление освещения под микроскопом

Дисперсность структуры определяет механические свойства стали: перлит имеет твердость 200НВ, сорбит - 300НВ, троостит - 400НВ

8.5 Бейнитное превращение

Бейнитное промежуточное превращение идет в интервале температур 550 - М_н. Образующаяся структура представляет собой двухфазную смесь кристаллов феррита к цементита. Основная особенность промежуточного превращения состоит в том, что полиморфный переход Fe_г> Fe_б происходит по мартенситному механизму - бездиффузионно, а образование цементита (Fe₃С) - идет диффузионным путем.

Превращение начинается в интервале температур 550 - М_н с перераспределения углерода в аустените. Диффузионное перераспределение приводит к обеднению одних и обогащению других зон (скорость диффузии углерода в интервале 550 - М_н достаточна, а скорость диффузии железа стремится к нулю).

Уменьшение количества растворенного углерода приводит к повышению температуры мартенситного превращения, поэтому в обедненных углеродом зонах г - твердого раствора происходит мартенситное превращение.

Образование концентрационной неоднородности приводит к возникновению напряжения, и процесс полиморфного превращения носит сдвиговый характер. Кристаллы феррита (Fe_б) пересыщены углеродом до 0,1-0,2% получают тетрагональную решетку. При этом структура верхнего бейнита получается перистой, а нижнего - игольчатой.

8.6 Превращение аустенита при непрерывном охлаждении

Сталь, нагретая до аустенитного состояния, может быть охлаждена с различной скоростью. Наложим кривые охлаждения образцов углеродистой эвтектоидной стали на диаграмму изотермического распада аустенита (рис. 8.6) построена в координатах «температура - время», поэтому на нее можно наложить графики скоростей охлаждения V₁ < V₂ < V₃< V_кр < V₄ (рис. 8.10)

Рис. 8.10. Наложение графиков скоростей непрерывного охлаждения на диаграмму изотермического распада аустенита. Увеличение скорости охлаждения от V до V_кр

8.7 Мартенситное превращение (III превращение)

При больших степенях переохлаждения и скоростях, превышающих V_кр, скорости диффузии железа и углерода равны нулю, Е_А>>Е_М, поэтому превращение Fe_г(С)> Fe_б(С) происходит бездиффузионным путем (без изменения концентрации реагирующих фаз) за счет сдвига. Образуется мартенсит - пересыщенный, частично упорядоченный, твердый раствор внедрения углерода в альфа - железо (Fe_б) с тетрагональной решеткой (с/а >1) (рис. 8.11).

Рис. 8.11. Объемно-центрированная тетрагональная решетка мартенсита

Степень искажения решетки с/а прямо пропорциональна концентрации углерода. Поскольку мартенситное превращение состоит в перестройке решетки аустенита, в которой атомы не меняются местами (бездиффузионно), а смещаются (сдвигаются) друг относительно друга, то кристаллы имеют ориентационную связь (рис. 8.12). В углеродистых сталях существует две ориентационные связи, получившие название ориентировка Курдюмова-Закса и ориентировка Нишияма. Ориентировка кристаллов мартенсита (пластин или линз) идет по определенным плоскостям и направлениям (рис. 8.12) (направление (111) // (101)), плоскости ([101] // [111]). Следствием сдвигового механизма превращения на полированной поверхности шлифа является характерный рельеф.

Рис. 8.12. Атомно-кристаллический механизм перестройки

Согласно теории, мартенситный кристалл образуется на плоскости сдвига в момент ее образования. Главную роль играют напряжения. Источниками напряжений являются: градиент температур по сечению; анизотропия механических свойств; неоднородность химического состава; структурные несовершенства; разная ориентировка кристаллов в пространстве; различный удельный объем аустенита и мартенсита; различные коэффициенты линейного расширения фаз.

Удельный объем аустенита при количестве углерода от 0,2-1,4% составляет 0,12227 - 0,12528 см³/г; мартенсита - 0,12708 - 0,13061 см³/г.

Напряжения, возникающие в результате изменения температуры концентрируются в отдельных участках аустенита, образуя энергетические флуктуации. Релаксация (разряжение) напряжений происходит путем сдвига по определенным плоскостям и направлениям (рис. 8.12). В момент сдвига образуется порция мартенситных пластин (игл). Время образования порции мартенситных пластин (игл) изменяется в пределах от 0,5Ч10^-7 до 5,7Ч10^-8 в зависимости от размера пластин. Средняя скорость роста составляет около 10³ м/с (1 км/с), близка к скорости звука в твердом теле и не зависит от температуры превращения. Кристаллы растут до определенных размеров, после чего рост прекращается.

Аустенитно-мартенситное превращение (рис. 8.13, б) проходит в интервале температур М_н - М_к (М_н, М_к - мартенситные точки: н - начало, к - конец превращения). При данной температуре с огромной скоростью образуется только определенное количество (порция) мартенсита, остается остаточный аустенит. Для возобновления процесса нужно дополнительное охлаждение.

Рис. 8.13. Мартенситная кривая (а) и зависимость мартенситных точек от содержания углерода (б)

Мартенситное (А >М) превращение не идет до конца, в стали всегда остается остаточный аустенит (рис. 8. 13, а).

Положение точек мартенситного превращения зависит от состава стали. Сильно снижает положение точек М_н и М_к концентрация углерода (рис. 8.13, б).

Итак, особенностями мартенситного превращения являются:

1) бездиффузионный сдвиговый механизм;

2) ориентированность кристаллов в пространстве;

3) ультразвуковая скорость образования порции кристаллов мартенсита;

4) тетрагональность решетки (с/а);

5) незаконченность превращения А > М;

6) необратимость превращений А > М;

7) очень высокая твердость мартенсита (HRC 55-65) и хрупкость из-за повышенной плотности дефектов (дислокаций) внутри кристалла мартенсита.

8.8 Превращения в закаленной стали при нагреве (IV превращение)

Различают 4 основных превращения при нагреве закаленной стали (рис. 8.14). Все процессы идут внутри мартенситных пластин (игл) поэтому характер игольчатой структуры сохраняется до высоких температур.

Первое превращение при отпуске происходит в интервале 80-200°С и называется «двухфазным» или «гетерогенным» расплавом мартенсита. Выделяются тончайшие пластины карбида (е - карбид или Fe_xС), уменьшается степень тетрагоналъности с/а>1, образуется «отпущенный мартенсит». Это превращение сопровождается сокращением объема образца.



Рис. 8.14. Дилатометрическая кривая отпуска закаленной стали

Второе превращение происходит в интервале от 200 - 300°С. Одновременно идут процессы:

- образуются е - и Fe_xС - карбиды, когерентно связанные с решеткой мартенсита;

- остаточный аустенит переходит в «отпущенный мартенсит» (рис. 8.15) (бейнит нижний). Процесс сопровождается увеличением объема (рис. 8.14);

- продолжается выделение углерода из мартенсита (с/а>1);

- начинается карбидное обособление - образование карбида железа по схеме:

Fe_xС> Fe₂С> Fe₅С> Fe₃С

Третье превращение происходит в интервале от 350-450°С. Увеличивается скорость диффузии, карбид железа выделяется из решетки мартенсита. Степень тетрагональности с/а >1. Образуется дисперсная смесь феррита и цементита (троостит отпуска).

Четвертое превращение происходит выше 400-450°С. Растут частицы карбида (коагуляция) и сливаются, округляются (сфероидизация). Тонкая феррито-цементитная структура троостита отпуска превращается при температуре 500-550°С в сорбит отпуска, а при более высоких температурах (600-650°С) - в перлит.

Рисунок 8.15 - Схема процессов, совершающихся при отпуске: 1 - выделение углерода из тетрагонального мартенсита; 2 - распад остаточного аустенита; 3 - снятие внутренних напряжений; 4 - коагуляция карбидных частиц

Возврат и рекристаллизация в б - Фазе (Fe_б) происходят в широком интервале температур отпуска. Развитие этих процессов сдерживается частицами карбидных выделений, закрепляющих отдельные дислокации, дислокационные стенки. После длительного отпуска при температуре 600°С, когда в результате коагуляции цементитных частиц закрепление границ ослабевает, происходит рекристаллизационный рост зерен миграцией высокоугольных границ. Микроструктура при этом теряет характерные морфологические признаки реечного мартенсита. Закалка + высокий отпуск называется улучшением.

9. Технология термической обработки

9.1 Основные составляющие технологического процесса термической обработки

При разработке технологии термической обработки необходимо установить:

- режим нагрева детали или заготовки, в который входят температура нагрева, допустимые скорость и время нагрева;

- характер среды, где должен идти нагрев;

- условия охлаждения (выбор охлаждающей среды);

- производительность труда при термообработке;

- экономичность выбранного процесса.

Режим термообработки назначают до критическим точкам (А_с1, А_с3, А_сm) диаграммы Fe-Fe₃С (рис. 7.1) и С - образной диаграммы превращения аустенита (рис. 8.6).

Условия нагрева определяются видом нагревательного устройства, к которым относятся нагревательные печи (топливные или электрические), соляные ванны или ванны с расплавленным металлом, установки индукционного нагрева токами промышленной частоты или токами высокой частоты.

9.2 Классификация видов термической обработки

Схема классификации основных видов термической обработки показана на рис. 9.1.



Рис. 9.1. Классификация основных видов термической обработки

Вид термической обработки определяется не характером изменения температуры во времени, а типом фазовых и структурных изменений в металле.

Собственная термообработка заключается только в термическом воздействии на металл или сплав.

Химико-термическая обработка заключается в сочетании термического и химического воздействия на поверхность.

Термомеханическая обработка заключается в сочетании термического воздействия и пластической деформации.

Отжиг I рода частично или полностью устраняет отклонения от равновесного состояния, возникающие при предыдущей обработке (литье, ковке, штамповке и т.д.), причем при его проведении не происходит фазовых превращений.

К отжигу I рода (рис. 9.1) относятся:

- гомогенизационный (диффузионный);

- рекристаллизационный и дорекристализационный;

- уменьшающий напряжения.

Цель гомогенизационного отжига - устранение ликвации (выравнивание химического состава) в отливках, в слитках, в легированной стали.

Режим гомогенизационного отжига: нагрев до 1050-1200 ^оС, выдержка 8-10 часов, охлаждение с печью до 200-250 ^оС. Продолжительность процесса около 80-100 часов (рис. 9.2).

Цель рекристаллизационного отжига - устранение наклёпа холоднокатанной стали, содержащей 0,1 - 0,2% С.

Режим рекристаллизационного отжига: нагрев до 600-700 ^оС (Т_рекр = 0,4 Т_пл по абсолютной шкале), выдержка, которая зависит от геометрии изделий (для тонких листов 25-30 мин.) и охлаждение с печью.

Рис. 9.2. Левый угол диаграммы Fe - Fe₃ С и температурные области при термической обработке сталей

Цель отжига для снятия напряжений - снятие напряжений в деталях из углеродистой стали.

Режим отжига для снятия напряжений: нагрев до 400 - 600 ^оС, выдержка 2,5 мин на 1 мм толщины детали, охлаждение с печью.

Отжиг II рода основан на использовании диффузионных (нормальных) фазовых (полиморфных) превращений при охлаждении. Целесообразность отжига II рода определяется тем, насколько сильно структурные изменения влияют на свойства металла или сплава.

Различают следующие разновидности отжига второго рода: полный, неполный, изотермический, нормализационный (нормализация).

Полный отжиг используется для доэвтектоидных сталей (рис. 9.2). Режим такого отжига - нагрев до А₃ + (20-30 ^оС), выдержка, медленное охлаждение со скоростью 100-200 ^оС в час до 500 ^оС вместе с печью, далее охлаждение на воздухе. При нагреве структура (Ф + П) превращается в мелкую структуру аустенита, при последующем охлаждении получим мелкую феррито-перлитную структуру.

Заэвтектоидные стали полному отжигу не подвергают, так как получается цементитная сетка по границам зерен перлита. Для заэвтектоидных сталей применяют неполный отжиг: нагрев до температуры между линиями А₁ и А_сm (рис. 9.2), выдержка, медленное охлаждение (с печью). При нагреве немного выше А₁ и последующем медленном охлаждении, когда еще мало зерно аустенита, концентрация которого неоднородна и в его составе содержится еще большое количество нерастворившихся карбидов, образуется зернистый перлит. Неполный отжиг для заэвтектоидных сталей называют сфероидизирующим.

Одного нагрева выше А₁ и медленного охлаждения иногда бывает недостаточно для полной сфероидизации; эту операцию следует повторять несколько раз, т.е. сталь при отжиге нагревают до 730-740 ^оС, затем медленно охлаждают до 680 ^оС, затем снова нагревают до 730-740 ^оС и т.д. Такой отжиг называется циклическим или маятниковым, и он обеспечивает хорошую сфероидизацию цементита.

Цель такого отжига - получать структуру зернистого перлита и цементита в инструментальных сталях для улучшения обрабатываемости на металлорежущих станках. Стали с зернистым перлитом имеют твердость 160-180 НВ. Пластинчатый перлит имеет твердость 180-250 НВ.

Изотермический отжиг - нагрев стали до А₃ + (20-30 ^оС), выдержка, быстрое охлаждение ниже А₁(до 700-680 ^оС), при которой сталь выдерживается определенное время для полного изотермического превращения аустенита и образования феррито-перлитной структуры.

Преимущества изотермического отжига перед полным отжигом - это сокращение времени отжига и получение более однородной структуры.

Нормализационный отжиг (нормализация) (рис. 9.2) - это такой вид термической обработки, при которой сталь нагревается выше точки А₃ на 30-50 ^оС для доэвтектоидных сталей и выше точки А_сm для заэвтектоидных сталей с последующим охлаждением на спокойном воздухе.

В результате получают:

- более тонкое строение эвтектоида (тонкий перлит или сорбит);

- меньшие внутренние напряжения;

- выше твердость и прочность, чем после отжига;

- заэвтектоидные стали без грубой сетки вторичного цементита.

Главное при нормализации - экономия времени и энергии по сравнению с отжигом.

Нормализацию используют как промежуточную технологическую операцию вместо отжига или как окончательную при изготовлении сортового проката (рельсов, уголков, швеллеров и т.д.).

Для всех видов отжига применяют камерные толкательные печи, а также специальные агрегаты.

Закалка - термическая обработка с нагревом стали до температур, превышающих температуры фазовых превращений с выдержкой и последующим охлаждением металла или сплава со скоростью, превышающей критическую, с целью получения неравновесной структуры (мартенсита), либо пересыщенного раствора.

Результат закалки - повышение твердости и прочности.

Температура нагрева под закалку для доэвтектоидных сталей: А₃ + (30-50 ^оС). Если нагрев проводится в интервале температур А₁ - А₃, то происходит неполная закалка. В этом случае оставшийся в структуре остаточный феррит ухудшает свойства доэвтектоидной стали.

Заэвтектоидные стали нагревают до температуры А₁ + (40-60 ^оС) и после охлаждения получают мартенсит с включениями вторичного цементита. Такая структура обеспечивает высокую твердость и износостойкость режущего инструмента.

Если температура нагрева заэвтектоидной стали выше А_сm (рис. 9.2) то после закалки получают дефектную структуру грубоигольчатого мартенсита.

Время нагрева при закалке зависит от типа нагревательных устройств, размеров детали, химического состава (теплопроводности) стали, способа загрузки деталей в нагревательное устройство.

Скорость охлаждения при закалке устанавливают в зависимости от того, какую структуру в детали необходимо получить. Скорость охлаждения зависит от охлаждающей среды, формы изделия, теплопроводности стали.

В качестве охлаждающих сред применяют воду (при разных температурах от 18-50°С), 10%-ный раствор NaOH в воде, 10%-ный раствор NaCl в воде, минеральное масло, спокойный воздух.

9.3 Способы закалки

В зависимости от состава стали, формы и размеров детали и требуемых в термически обработанной детали свойств выбирают оптимальный способ закалки, наиболее просто осуществимый и одновременно обеспечивающий нужные свойства.

Чем сложнее форма термически обрабатываемой детали, тем тщательнее следует выбирать условия охлаждения, потому что чем сложнее деталь, тем больше различие в сечениях детали, тем б?льшие внутренние напряжения возникают в ней при охлаждении.

Чем больше углерода содержит сталь, тем больше объёмные изменения при превращении, тем при более низкой температуре происходит превращение аустенита в мартенсит, тем больше опасность возникновения деформаций, трещин, напряжений и других закалочных пороков, тем тщательнее следует выбирать условия закалочного охлаждения для такой стали.

К основным способам закалки относятся:

1. Закалка в одном охладителе (рис. 9.3, кривая 1) - наиболее простой способ. Нагретую до определенных температур деталь погружают в закалочную жидкость, где она остается до полного охлаждения. Применяют этот способ при закалке несложных деталей из углеродистых и легированных сталей. При этом для углеродистых сталей диаметром более 2-5 мм закалочной средой служит вода, а для меньших размеров и для многих легированных сталей - масло.

Для уменьшения внутренних напряжений деталь иногда не сразу погружают в закалочную жидкость, а некоторое время охлаждают на воздухе, «подстуживают». Такой способ закалки называется закалкой с подстуживанием (рис. 9.3, кривая 5).



Рисунок 9.3 - Схема режимов охлаждения при различных способах закалки: 1 - непрерывная закалка в одном охладителе; 2 - прерывистая закалка, или закалка в двух средах; 3 - ступенчатая закалка; 4 - изотермическая закалка; 5 - закалка с подстуживанием

2. Прерывистая закалка или закалка в двух средах (рис. 9.3, кривая 2) используется для деталей сложной формы. Нагретую до температуры закалки деталь (инструмент из углеродистой стали) охлаждают сначала в быстро охлаждающей среде, а затем в медленно охлаждающей. Обычно первое охлаждение проводят в воде, а затем деталь переносят в масло, или охлаждают на воздухе. В мартенситном интервале сталь охлаждается медленно, что способствует уменьшению внутренних напряжений.

3. Ступенчатая закалка (рис. 9.3, кривая 3).

Режим ступенчатой закалки: деталь нагревают до температуры закалки. А_с3 + (30-50 ^оС), выдерживают и быстро переносят в охладитель с температурой на 110-150 ^оС выше мартенситной точки (М_н); выдерживают а нем короткое время (расчетное), затем изделие охлаждают до комнатной температуры на воздухе, но это не должно вызвать превращения аустенита в бейнит.

Преимущества ступенчатой закалки:

- уменьшаются объемные изменения, вследствие присутствия большого количества остаточного аустенита и возможности самоотпуска мартенсита;

- уменьшается коробление в результате того, что мартенситное превращение протекает почти одновременно во всех участках изделия;

- меньше опасность появления трещин;

- во время фазовых превращений (мартенситного) снижается прочность стали и повышается пластичность.

Горячие, а следовательно, сравнительно медленно охлаждающие среды не позволяют достигнуть критической скорости закалки для более или менее крупных сечений. Поэтому ступенчатая закалка для углеродистой стали применима лишь для деталей диаметром не более 10-12 мм, а для легированных сталей до 20-30 мм.

4. Изотермическая закалка (рис. 9.3, кривая 4). В отличие от ступенчатой при изотермической закалке необходимо выдерживать сталь в закалочной среде столько времени, чтобы успело закончиться изотермическое превращение аустенита.

Режим изотермической закалки: нагрев до температуры закалки A₃ + (30-50 ^оС), выдержка и быстрый перенос в закалочную среду, температура которой выше точки М_н на 100-150 ^оС, затем дается длительная выдержка, чтобы полностью прошли превращения переохлажденного аустенита. При выдержке происходит распад аустенита с образованием структуры нижнего бейнита с хорошим коплексом механических свойств.

5. Закалка с самоотпуском.

Режим закалки: нагрев до температуры закалки А₃ + (30-50 ^оС), выдержка и охлаждение в одном охладителе; прерывание охлаждения с тем, чтобы сердцевина сохранила запас тепла. Под действием теплообмена за счет внутреннего тепла снова нагревается поверхность. Тем самым происходит отпуск поверхности стали (самоотпуск). Сталь приобретает сочетание высокой твердости на поверхности детали с повышенной вязкостью в сердцевине. Примененяется такая закалка для изготовления зубил, кернов, кувалд и слесарных молотков.

6. Поверхностная закалка.

Конструкционная прочность многих деталей машин зависит от состояния материала в поверхностных слоях деталей.

Долговечность деталей, работающих в условиях изнашивания (валы, шестерни), зависит от сопротивления поверхности износу.

Разрушение деталей, работающих при изгибающих нагрузках в условиях циклических нагружений, начинается в поверхностных слоях детали. В этих случаях делают поверхностную закалку (при сохранении вязкой сердцевины), либо химико-термическую обработку (ХТО).

При поверхностной закалке нагрев только поверхности можно проводить:

- в расплавленных металлах или солях;

- пламенем ацетелено-кислородной или газовой горелки;

- в электролитах;

- лучом лазера;

- электротоком, индуцируемым в поверхностных слоях детали. Такая закалка называется индукционной или высокочастотной закалкой.

Режим поверхностной закалки: нагрев поверхностного слоя детали до температуры закалки (выше A_с3), быстрое охлаждение в закалочной среде (в воде). В результате такой обработки увеличивается твердость поверхностного слоя детали и повышается его сопротивление истиранию.

Толщина закаленного слоя определяется глубиной нагрева (рис. 9.4).



Рис. 9.4. Изменение температуры по сечению детали к моменту закалки

Участок I, нагретый выше А_с3, получает полную закалку. Участок II, нагретый между А_с1 и А_с3, получает неполную закалку. Участок III не нагревается и не получает закалки.

Схема индукционного нагрева для закалки токами высокой частоты (ТВЧ) представлена на рис. 9.5.

Рис. 9.5. Схема индукционного нагрева: а - распределение магнитного потока в индукторе; б - напрвление токов в индукторе и детали;

1 - нагреваемая деталь; 2 - виток индуктора; 3 - магнитные силовые линии; 4 - направление тока в индукторе; 5 - направление тока в детали

Толщина закаленного слоя при поверхностной закалке определяется по формуле:

д = 500 v с / м * f,

где с - удельное сопротивление детали, Ом*см;

м - магнитная проницаемость, Г_с/э;

f - частота тока, Гц.

Для нагрева детали используют специальные машинные генераторы (с частотой тока от 500 до 15 000 Гц) или ламповые генераторы (с частотой тока до 10 000 000 Гц).

Время нагрева при поверхностной закалке составляет 3-5 с. После нагрева следует охлаждение в закалочной среде (в воде).

В результате быстрого душеобразного охлаждения (закалки) получают мелкоигольчатый мартенсит с малой хрупкостью и повышенной прочностью. Для закалки ТВЧ используют углеродистые стали с содержанием углерода более 0,40% С. Температура нагрева при ТВЧ выше, чем в обычных случаях и при такой обработке получается мелкое действительное зерно аустенита.

К преимуществам закалки ТВЧ относятся:

- высокая производительность;

- отсутствие окисления поверхности;

- мелкозернистая структура (тонкий мартенсит) в поверхностном слое;

- автоматизация процесса;

- выборочная закалка элементов детали.

Недостатками закалки ТВЧ являются высокая стоимость оборудования и применение только в крупносерийном производстве.

9.4 Закаливаемость и прокаливаемость

Выбор охлаждающей среды при термической обработке определяется закаливаемостью и прокаливаемостью стали.

Закаливаемость - способность стали принимать закалку, т.е. приобретать при закалке высокую твердость поверхности (определяется содержанием углерода в стали; при содержании углерода ниже 0,2% сталь практически не закаливается).

Прокаливаемость - способность стали получать закаленный слой с мартенситной или троостито-мартенситной структурой с высокой твердостью на ту или иную глубину. Глубиной считают расстояние от поверхности до слоя, где в структуре содержится 50% мартенсита + 50% троостита.

Чем больше устойчивость переохлажденного аустенита, чем меньше критическая скорость закалки, тем больше прокаливаемость стали (рис. 9.6).

Рис. 9.6. Схемы, показывающие различную скорость охлаждения по сечению

Характеристикой прокаливаемости является критический диаметр (Д_кр).

Критический диаметр - это максимальный диаметр прутка, прокаливающийся насквозь в данном охладителе.

Определяют прокаливаемоеть экспериментально. Основной способ определения прокаливаемости - стандартный метод торцевой закалки (ГОСТ 5657-69) (рис. 9.7).

Рис. 9.7. Количественная связь термокинетической - диаграммы(1) с графиком прокаливаемости, построенным методом торцевой закалки (2)

Метод торцевой закалки для определения прокаливаемости заключается в следующем:

- нагревают образец до заданной температуры;

- охлаждают с торца. При таком охлаждении нижний торец охлаждается с максимальной скоростью и скорость охлаждения убывает по мере удаления от торца;

- измеряют твердость по длине образца, начиная от торца;

- изображают графически результаты промера твердости на торце и по длине образца, определяют зону, содержащую 50% мартенсита + 50% троостита;

- определяют Д_кр по номограммам (рис. 9.8).

Рис. 9.8. Номограмма прокаливаемости (М.Е. Блантер)

Прокаливаемость стали прямо пропорциональна содержанию в ней углерода. Легирующие элементы, входящие в состав стали, уменьшают критическую скорость закалки и увеличивают прокаливаемость.

10. Внутренние напряжения

...