Конструкционные стали и сплавы учебное пособие [для вузов] elr02. Е. Е. Складнова, Г. А. Воробьёва ккоон
 Скачать 3.27 Mb.
|
|
9.7. Превращение аустенита при непрерывном охлаждении Влияние непрерывного охлаждения на превращение аустенита можно проследить путем наложения кривых охлаждения на диаграм- му изотермического распада аустенита (рис. 9.10). Эти зависимости показывают, что с увеличением скорости охлаждения повышается 109 степень переохлаждения аустенита и, соответственно, тем дисперснее образуется ферритно-цементитная структура. а б Рис. 9.10. Схематические диаграммы, характеризующие влияние скорости охла- ждения на температуру распада аустенита: а – кинетика превращения; б – влия- ние скорости охлаждения на температуру начала превращения аустенита Можно считать, что при небольшой скорости охлаждения v 1 об- разуется перлитная структура, при большей v 2 – сорбитная и при еще большей – трооститная. Бейнитная структура при непрерывном охла- ждении углеродистой стали обычно не образуется. При очень высо- ких скоростях, равных или больших к v , часть аустенита или весь аустенит переохлаждается до точки М н и превращается частично либо полностью в мартенсит. Минимальную скорость охлаждения, при которой основная часть переохлажденного до М н аустенита превра- щается в мартенсит, называют критической скоростью охлаждения (закалки) – v кр . Кривая охлаждения, характеризующая к v , будет каса- тельной к перегибу С-образной кривой. Критическая скорость закалки зависит от устойчивости аустенита и определяется составом стали. Чем больше устойчивость аустенита в результате легирования стали (чем больше сдвигаются вправо С-образные кривые), тем меньшая критическая скорость закалки требуется для получения чисто мартен- ситной структуры. Углеродистые стали имеют высокую критическую скорость за- калки (200…800 °С/с). Очень сильно ее снижают марганец и никель. Кобальт – единственный легирующий элемент, понижающий устой- чивость аустенита и, соответственно, повышающий критическую 110 скорость закалки. У многих легированных сталей она не превышает 20 °С/с. 9.8. Превращения при отпуске Структура закаленной стали находится в метастабильном состо- янии и представляет собой пересыщенный углеродом раствор α-железа – мартенсит и некоторое количество остаточного аустенита. Закаленная сталь с содержанием углерода более 0,3% обладает высо- кой твердостью и прочностью, но низкой пластичностью. Отпуск состоит в нагреве закаленной стали до температуры ниже точки А 1 с целью перехода стали в более равновесное состояние и по- лучения при достаточно высокой прочности удовлетворительного уровня пластичности и вязкости за счет изменения структуры. Характер структурных изменений, происходящих при отпуске сталей, зависит от состава стали (в углеродистых и легированных ста- лях процессы, происходящие при отпуске, имеют некоторые разли- чия), от конкретной температуры и продолжительности отпуска. Рас- пад мартенсита в зависимости от двух последних факторов проходит через стадии предвыделения, выделения промежуточных метаста- бильных карбидов (типа Fe x C), выделения цементита и его коагуля- ции. Повышенная плотность дислокаций делает субструктуру мар- тенсита похожей на субструктуру наклепанного металла. Кроме того, структурные изменения при отпуске стали дополняются распадом остаточного аустенита. Первая стадия отпуска углеродистой закаленной стали проходит при нагреве до 200 °С (первое превращение при отпуске). Из мартен- сита выделяются мельчайшие частицы карбидной фазы (типа Fe 2,4 С – ε-карбид). Одновременно тетрагональность решетки уменьшается, образуется структура отпущенного мартенсита, снижается уровень остаточных напряжений. При нагреве до 200…300 °С происходит распад остаточного аустенита (второе превращение при отпуске), который превращается в смесь пересыщенного α-твердого раствора и еще не обособившихся частиц карбидов, т.е. образуется отпущенный мартенсит. Когда температура отпуска достигает 300…400 °С, углерод пол- ностью выделяется из α-твердого раствора с образованием Fe 3 C (тре- тье превращение при отпуске). При нагреве до 400 °С сталь состоит из относительно мелких включений феррита и цементита, образую- щих структуру троостита. При нагреве до 600 °С происходит коагу- ляция карбидов и полная рекристаллизация мартенсита (ликвидация 111 признаков реечного мартенсита). В результате сталь приобретает структуру сорбита. Ферритно-цементитные смеси, получаемые при распаде аустени- та (сорбит, троостит), отличаются от образующихся при распаде мар- тенсита. В первом случае сорбит и троостит имеют пластинчатую форму цементита, а во втором – зернистую. Разная форма цементита обусловливает различие в уровнях механических свойств. Зернистые структуры после отпуска стали обеспечивают ей более высокие меха- нические свойства, в первую очередь большую пластичность и вяз- кость при близкой твердости и прочности. Поскольку сталь после от- пуска приобретает структуру сорбита и троостита, по внешним при- знакам схожую с получаемой при распаде аустенита, но принципи- ально отличающуюся по внутреннему строению, принято сорбит и троостит, получаемые в процессе отпуска, называть сорбитом отпуска и трооститом отпуска. Отпуск стали существенно влияет на ее механические и служеб- ные свойства. При низких температурах отпуска (до 250 °С) умень- шается склонность стали к хрупкому разрушению. Пластичность и вязкость при низкотемпературном отпуске (до 250 °С) несколько воз- растают из-за уменьшения внутренних напряжений и изменений структуры стали. С повышением температуры отпуска до 500…600 °С в структуре стали происходят существенные изменения, сопровождающиеся за- метным снижением твердости, временного сопротивления и предела текучести и повышением относительного удлинения, ударной вязко- сти и трещиностойкости К с Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие при отпуске углеродистой стали, неоднозначно. На первую стадию распа- да мартенсита (при нагреве до 200 °С) легирующие элементы не ока- зывают какого-либо существенного влияния. На вторую стадию (тре- тье превращение при отпуске) многие карбидообразующие легирую- щие элементы влияют очень сильно, замедляя процесс образования и рост карбидных частиц (ε-карбида и Fe 3 C) и, соответственно, тормозя процесс распада мартенсита. В легированных сталях состояние отпу- щенного мартенсита, обладающего высокой твердостью, сохраняется вплоть до 450…500 °С. Наиболее сильно тормозят распад мартенсита Cr, W, Мо, V, Со. Это объясняется двумя причинами: все элементы, за исключением Со, снижают скорость диффузии углерода в α-растворе; кроме того, они повышают прочность межатомных связей в решетке α-раствора , что затрудняет распад мартенсита. 112 На карбидные превращения при отпуске легирующие элементы сильно влияют при температурах выше 450 °С, когда становится воз- можным их диффузионное перераспределение. В результате при от- пуске легированной стали выше 450 °С в ее структуре появляются специальные карбиды, которые способствуют повышению ее твердо- сти и прочности. Большинство легирующих элементов повышают температурный интервал распада остаточного аустенита при отпуске углеродистой стали. Если у последней остаточный аустенит распадается в интерва- ле 200…300 °С, то в легированной стали остаточный аустенит сохра- няется при температурах до 500…600 °С. 9.9. Термомеханическая обработка Комбинированное термомеханическое воздействие. Термоме- ханическая обработка (ТМО) – вид термической обработки, включа- ющий пластическую деформацию, которая влияет на формирование структуры при протекающих фазовых превращениях. ТМО относится к числу наиболее эффективных способов повышения сопротивления высокопрочных сталей хрупкому разрушению, так как позволяет наиболее существенно изменить структуру металла и его тонкое стро- ение. Термомеханическая обработка состоит в пластическом дефор- мировании аустенита с последующим быстрым охлаждением (закал- кой) и низким отпуском. В зависимости от температуры, при кото- рой производится деформация, различают высокотемпературную (ВТМО) и низкотемпературную (НТМО) термомеханическую обра- ботку. При ВТМО пластическая деформация производится в области стабильного аустенита при температуре выше А с3 (рис. 9.11). Техно- логия ВТМО включает нагрев металла до аустенитного состояния (на 70…100 °С выше точки А 3 ), охлаждение (подстуживание) заготовок до температуры деформации (800…900 °С), прокатку при заданной температуре со степенью деформации 35…50%, интенсивное охла- ждение (закалка) на мартенсит в воде или других средах, низкотемпе- ратурный отпуск (200…300 °С), отделку проката. При НТМО пласти- ческая деформация производится при температурах относительной стабильности аустенита, т.е. при 350…500 °С, выше точки М н , но ниже температуры рекристаллизации со степенью деформации 75…85%. НТМО обычно применяется для конструкционных высоко- 113 легированных сталей с широким временным интервалом устойчиво- сти переохлажденного аустенита. Закалку осуществляют сразу после деформации. Рис. 9.11. Схема упрочнения методом ТМО Пластическая деформация приводит к дроблению зерен аустени- та на субзерна и образованию блочной структуры с высокой плотно- стью дислокаций. Быстрое охлаждение позволяет сохранить мел- коблочную аустенитную структуру до начала мартенситного превра- щения. Высокая скорость охлаждения особенно важна для ВТМО, так как предотвращает развитие процесса собирательной рекристаллиза- ции, сопровождающейся ростом зерен. Чем мельче зерна исходного деформированного аустенита, тем более дисперсной будет структура образующегося мартенсита. Наилучший комплекс механических свойств стали достигается в том случае, если мартенсит наследует тонкое строение деформированного аустенита с полигонизованной структурой. Углерод при термомеха- нической обработке выделяется в виде мелкодисперсных карбидов. По сравнению с обычной термообработкой ТМО повышает проч- ность стали на 20…30% при одновременном увеличении пластичности и вязкости. Возрастает сопротивление усталости, снижаются склон- ность к образованию трещин и порог хладноломкости. Высокая сопро- тивляемость распространению трещин объясняется меньшим уровнем и более легкой релаксацией пиковых напряжений благодаря повышен- ной плотности подвижных дислокаций. Контролируемой прокаткой (КП) называется процесс, при кото- ром повышение прочности и хладостойкости достигается в результате горячего деформирования за счет снижения температуры конца про- 114 катки при интенсивном деформировании (Т < 850…870 °C). Рекри- сталлизация и рост зерна замедляются, особенно в присутствии кар- бонитридов. При КП обеспечивается формирование структуры из де- формированного аустенита до его рекристаллизации, получение ис- ходной мелкозернистой структуры аустенита за счет протекания ре- кристаллизации обработки до начала -превращения. КП неэф- фективна при толщине листа 25…30 мм, так как нужно обеспечить большую скорость охлаждения. Преимуществом ВТМО перед НТМО и контролируемой прокат- кой является то, что пластическая деформация проводится при высо- ких температурах, не требующих больших удельных давлений и бо- лее мощного деформирующего оборудования. Высокая стабильность аустенита позволяет деформировать сталь не только прокаткой, но ковкой и штамповкой. Это существенно расширяет круг деталей, ко- торые могут быть подвергнуты упрочнению путем термомеханиче- ской обработки. ВТМО более технологична, ее можно применять для изготовления деталей большого сечения и более сложной конфигура- ции. Процессы ВТМО применяют для повышения прочностных и пла- стических свойств листового и сортового проката из конструкцион- ных сталей. Пластическая деформация аустенита осуществляется на прокатных станах. Рекристаллизационный отжиг используют в промышленности как первоначальную операцию перед холодной обработкой давлением (для придания материалу наибольшей пластичности), как промежу- точный процесс между операциями холодного деформирования (для снятия наклепа) и как окончательную термическую обработку для придания полуфабрикату или изделию требуемых свойств. Для угле- родистых сталей (0,08…0,2% С), подвергаемых прокатке, штамповке, волочению, применяют температуру отжига в интервале 680…700 °С. Дорекристаллизационный отжиг может быть смягчающим и упроч- няющим. Для тугоплавких металлов (W и Мо) дорекристаллизацион- ный отжиг – единственный способ смягчения после обработки давле- нием, так как при рекристаллизации они сильно охрупчиваются. Этот вид отжига не только повышает пластичность, но и уменьшает оста- точные напряжения, стабилизирует свойства и повышает стойкость против коррозии. Дорекристаллизационный упрочняющий отжиг применяют для повышения упругих свойств пружин и мембран. Отжиг для снятия внутренних напряжений проводят с целью уменьшить остаточные напряжения, образовавшиеся в металле при ковке, литье, сварке и способные вызвать коробление и разрушение 115 детали. Отжиг II рода – термическая обработка, включающая стали до температур выше критических точек А с1 или А с3 , выдержку и, как правило, последующее медленное охлаждение. Отжиг II рода приме- ним ко всем сплавам и металлам, в которых, в зависимости от темпе- ратуры в твердом состоянии, качественно или количественно изменя- ется фазовый состав (происходит фазовая перекристаллизация). При фазовой перекристаллизации измельчается зерно и устраняется вид- манштеттова структура. В большинстве случаев отжиг II рода является подготовительной термической обработкой: в процессе отжига снижаются твердость и прочность, что облегчает обработку резанием средне- и высокоугле- родистых сталей, устраняются пороки металла, полученные при предыдущих видах обработки (литьё, горячая деформация, сварка, термическая обработка). Неполный отжиг инструментальных сталей предшествует окончательной термической обработке. В некоторых случаях (например, для многих крупных неответственных отливок) отжиг II рода является окончательной термической обработкой. Существуют следующие разновидности отжига стали: полный, неполный и изотермический. Полный отжиг применяется для доэвтектоидных сталей и состоит в нагреве стали на 30…50 °С выше точки А 3 с , выдержке при этой температуре до полной перекристаллизации металла и медленном охлаждении. При таком отжиге образуется мелкое аустенитное зерно, из которого при охлаждении формируется равномерная мелкозерни- стая ферритно-перлитная структура. Поэтому полный отжиг обычно применяют для измельчения зерна. Для низкоуглеродистых сталей (менее 0,05% С) этот отжиг не применяют, так как он приводит к формированию крупного зерна феррита и выделению третичного це- ментита по границам зерен, что вызывает охрупчивание стали. Кроме того, полным отжигом устраняют два порока структуры доэвтектоид- ной стали: видманштеттов феррит и строчечность. Скорость охла- ждения при отжиге зависит от устойчивости переохлажденного аустенита, а следовательно, от состава стали. После распада аустенита в перлитной области дальнейшее охлаждение можно ускорить и про- водить даже на воздухе. Если полный отжиг предназначен для снятия напряжений, медленное охлаждение с печью проводится до комнат- ной температуры. Неполный отжиг отличается от полного тем, что сталь нагревают до более низкой температуры (выше А с1 , но ниже А с3 ). Этот вид отжи- га для доэвтектоидных сталей применяют ограниченно и в основном 116 для улучшения их обрабатываемости резанием, так как в результате частичной перекристаллизации стали (избыточный феррит лишь ча- стично превращается в аустенит) образуется мягкий перлит. Непол- ный смягчающий отжиг позволяет сэкономить время и снизить стои- мость обработки. Неполный отжиг широко применяется для заэвтек- тоидных углеродистых и легированных сталей. При неполном отжиге проводится нагрев до температур на 30…50 °С выше А с1 , что приво- дит к практически полной перекристаллизации стали и получению зернистой (сфероидальной) формы перлита вместо обычной пластин- чатой. Поэтому такой отжиг называется сфероидизирующим. Для не- го характерен узкий температурный интервал отжига (750…780 °С); у сталей, близких к эвтектоидному составу, он особенно узок (740…750 °С). Легированные заэвтектоидные стали для получения зернистых карбидов можно нагревать до более высоких температур и в более широком интервале (770…820 °С). Конечная структура стали зависит от скорости охлаждения и температуры сфероидизирующего отжига. Чем меньше скорость охлаждения, тем до больших размеров возрастают глобулы карбида при распаде аустенита. Регулируя скорость охлаждения, можно полу- чать структуры глобулярного перлита от точечного до крупнозерни- стого. Более мелкозернистый перлит обладает повышенной твердо- стью. Сфероидизирующему отжигу подвергают углеродистые и леги- рованные инструментальные и шарикоподшипниковые стали. Отжигу на зернистый перлит подвергают также тонкие листы и прутки из низко- и среднеуглеродистой стали перед холодной штам- повкой или волочением для повышения пластичности. После такого отжига эвтектоидные и заэвтектоидные стали обладают наилучшей обрабатываемостью резанием. Изотермический отжиг применяют для улучшения обрабатывае- мости легированных сталей. Он включает нагрев на 30…50 °С выше А с3 (как и при полном отжиге) и сравнительно быстрое охлаждение до температуры ниже A r1 (обычно 660…680 °С), изотермическую вы- держку при этой температуре для получения равновесной перлитной структуры и последующее охлаждение на воздухе. Такой отжиг поз- воляет значительно сократить длительность процесса перекристалли- зации, особенно для легированных сталей, которые в целях снижения твердости приходится охлаждать очень медленно при полном отжиге. Кроме того, при изотермическом отжиге обеспечивается получение более однородной ферритно-перлитной структуры стали. Изотермический отжиг – более стабильный процесс; при его про- ведении легче поддерживать температуру на заданном уровне, чем 117 регулировать скорость охлаждения при проведении полного отжига. Изотермическому отжигу чаще всего подвергают поковки (штам- повки). Нормализация заключается в нагреве стали до температуры на 30…50 °С выше линии GSE и охлаждении на спокойном воздухе. Ускоренное по сравнению с обычным отжигом охлаждение обуслов- ливает несколько большее переохлаждение аустенита. Поэтому при нормализации получается более тонкое строение эвтектоида (сорбит) и более мелкое эвтектоидное зерно. Кроме того, при нормализации частично подавляется выделение избыточных фаз (феррита в доэвтек- тоиднои стали и цементита в заэвтектоидной) и, следовательно, обра- зуется квазиэвтектоид. В результате прочность стали после нормали- зации становится выше, чем после отжига. Нормализацию применяют чаще всего как промежуточную опе- рацию для смягчения стали перед обработкой резанием и для устра- нения пороков и общего улучшения ее структуры перед закалкой. Таким образом, нормализация как промежуточная операция ана- логична отжигу при содержании углерода в стали менее 0,3%, но по выгодности превосходит отжиг, поэтому при одинаковых результатах является более предпочтительным видом обработки. Но как операция смягчения стали она не всегда может заменить отжиг. Так как склонность аустенита к переохлаждению растет с уве- личением содержания в нем углерода и легирующих элементов, то разница в свойствах после отжига и после нормализации будет суще- ственно зависеть от состава стали. Поэтому нормализацию широко применяют вместо смягчающего отжига для малоуглеродистых ста- лей, в которых аустенит слабо переохлаждается, но не для высоко- углеродистых, которые весьма ощутимо упрочняются при охлажде- нии на воздухе из-за значительного переохлаждения аустенита. В заэвтектоидных сталях нормализация позволяет устранить гру- бую сетку вторичного цементита, которую растворившийся при нагреве выше А ст цементит при последующем ускоренном охлажде- нии не успевает образовать вновь. Это заметно улучшает свойства стали. Нормализацию используют и как окончательную термическую обработку средне- и высокоуглеродистых доэвтектоидных сталей при умеренных требованиях к их свойствам. |