» » Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией
23.01.2015

Воздействие скорости охлаждения

Так. же, как при нормализационном отжиге, при закалке в результате фазового превращения аустенитизация стали является необходимой предпосылкой и поэтому всегда самым первым шагом. При изменении твердости в результате фазового превращения доэвтектоидные стали нагреваются примерно на 30—50 °C выше A3, заэвтектоидные стали нагреваются примерно на такую же величину выше A1, так что вторичный цементит не растворяется и по мере соответствующего распределения способствует в конечном состоянии повышению твердости.
Если аустенитизированный материал охлаждается не медленно, а с возрастающей скоростью, то процессы превращения происходят не по диаграмме равновесия, фазовые граничные линии испытывают смещение к более низким температурам, поэтому превращения протекают при возрастающем переохлаждении при увеличивающемся расстоянии от превращения равновесия (рис. 13.1.1). Точка A3, т.е. начало превращения γ—α, снижается с увеличением скорости охлаждения при этом сильнее, чем точка A1. Из-за различного изменения точки превращения (на примере доэвтектоидной стали) вытекает то, что, наконец, точки A3 и A1 совпадают в одной точке А'. Затем благодаря одновременному началу распада аустенита и образования перлита остается все меньше времени для необходимой диффузии углерода. Наконец, благодаря бездиффузионному превращению (распаду) возникает мартенситная структура.
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

Первое появление мартенсита происходит при нижней критической скорости охлаждения. При превышении верхней критической скорости охлаждения образуется исключительно чистый мартенсит. Так как при превышении верхней критической скорости охлаждения образование мартенсита зависит от скорости, а количество еще и от температуры, в рис. 13.1.1 можно внести начало Ms и конец Mf образования мартенсита. Поскольку диффузионные процессы все более подавляются с увеличением скорости, то уже до начала первого мартенситного превращения возникают структуры которые характерно отличаются от структур в равновесном состоянии. Структуры можно разделить в зависимости от возрастающей скорости* превращения так:
- превращения в перлитной области; в этой области с увеличением скорости охлаждения, из-за затрудненной диффузии пути диффузии становятся короче, так что перлит сказывается в зависимости от скорости в более тонкопластинчатой форме; эта структура называется сорбитом;
- превращения в промежуточной области; при уменьшающейся в дальнейшем возможности диффузии вследствие повышенной скорости охлаждения пластинчатое расположение ферритных или цементитных частиц перлитной структуры теряется. Цементит поэтому находится в форме мельчайших частиц внутри ферритовой матрицы, примерно в пределах светомикроскопического разрешения (Az на рис. 13.1.1). Это структурное образование называется бейнитом (промежуточным тростомартенситом);
- превращения в мартенситной области; в мартенситной области, наконец, диффузия полностью подавлена, так что после бездиффузионного превращения г.ц.к.-решетки углерод находится в свободном состоянии в о.ц.к.-решетке; появляется игольчатая структура - мартенсит.
Для того чтобы можно было точно осуществить выбор температурного режима термообработки в неравновесном состоянии, целесообразно применять диаграммы время-температура-превращение [В—Т—П (ZTU)-диаграмма]. Здесь указывается структура в зависимости не от скорости (см. рис. 13.1.1), а от времени охлаждения. Кроме того, здесь указываются граничные линии, характеризующиеся определенными временными и температурными интервалами, которые обозначают структурные состояния, возникающие в зависимости от границ интервалов (рис. 13.1.2).
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

Соотнесение такой В—T—П-диаграммы с диаграммой равновесного состояния приводит к зависящему от температуры сдвигу точек превращения, что вытекает из рис. 13.1.2. При этом становится ясно, как в В-Т-П-диаграмме (в рассматриваемом случае непрерывная В-Т-П-диаграмма) можно изобразить связь между процессом охлаждения и видом структуры. Верхняя критическая и нижняя критическая скорости охлаждения начерчены на этой В-Т-П-диаграмме и связаны с образованием мартенсита.
Влияние на временную зависимость превращения

Ход граничных линий для фазового превращения В—Т-П-схемах (см. рис. 13.1.2) можно понять из накладывания временной зависимости частных процессов, протекающих при диффузионно управляемом превращении сталей, а именно образования и роста зародышей (ср. рис. 12.1.4). Скорость образования зародыша и, таким образом, число зародышей увеличивается с возрастающим переохлаждением при эвтектоидном равновесном превращении, т.е. с возрастанием скорости охлаждения (рис. 13.1.3).
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

Коэффициент диффузии D с увеличением переохлаждения уменьшается по соотношению Аррениуса. Ускоренное образование зародышей и уменьшающиеся пути диффузии создают более мелкую структуру в случае превращения в перлитной области, т.е., как уже было показано, создают становящийся мелкопластичный перлит с соответственно малым расстоянием между пластинами А.
Более короткие диффузионные пути и увеличивающиеся движущие силы ΔG ускоряют скорость роста зародышей w до тех пор, пока она при дальнейшем снижении температуры вследствие уменьшающегося коэффициента диффузии D снова не уменьшается (см. рис. 13.1.3). Наложение зависимостей скорости образования и скорости роста зародышей дает, наконец, качественное поведение скорости превращения в зависимости от переохлаждения ниже температуры эвтектоидного равновесия и благодаря этому зависимость от скорости охлаждения.
Если на оси х вместо скорости превращения при различной температуре при эвтектоидном равновесии наносится время, необходимое до начала превращения, то образуется форма В-Т-П-диаграмм (ср. рис. 13.1.2). Если охлаждение происходит так быстро, что спад температуры проходит раньше времени образования так называемого пика перлита, то аустенит сохраняется до тех пор, пока он при характерной температуре Ms материала бездиффузионно превращается в мартенсит. В-Т-П-диаграмма, которая действительна для непрерывного охлаждения, внесенного в диаграмму, называется непрерывной В—Т—П-диаграммой (термокинетической) (ср. рис. 13.1.2).
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

Для изображения условий превращения часто применяются в зависимости от времени изотермические В-Т-П-диаграммы, так как они экспериментально могут определяться проще, чем непрерывные диаграммы (рис. 13.1.4). Изотермические диаграммы считываются на изотермах параллельно оси времени.
Конечный пункт изотерм, установленный по времени, указывает на этих схемах структуру, определяемую для соответствующей температуры и времени (рис. 13.1.5). В непрерывных В-Т-П-диаграммах вид структуры, который образуется после прохождения различных проведенных кривых охлаждения, записывается данными о составных частях структуры наряду с графиками охлаждения. В конце графиков охлаждения указывается достигнутая твердость (рис. 13.1.6).
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

При данной В-Т-П-диаграмме речь идет о диаграмме доэвтектоидной стали, так как проведены линии Ac3 и Ac1. При охлаждении по кривой, соответственно обозначенной цифрой 1, возникает, например, структура из 10 % феррита, 80 % перлита, 5% промежуточной ступени и 5% мартенсита. Твердость составляет 274 HV. При медленном охлаждении (график 2) создается структура, которая состоит на 30% из феррита и на 70% из перлита.
У В-Т-П-диаграмм для заэвтектоидных сталей отсутствуют линии Ac1 и Ac3 и ферритная область заменена областью цементита (Fe3C). Само собой разумеется, изотермические и непрерывные В-Т-П-диаграммы отличаются, будучи обусловленными протеканием превращения, отличающимся соответственно различными условиями охлаждения, что видно из сравнения изотермической и непрерывной В-Т-П-диаграмм для стали с 0,45% С (см. рис. 13.1.5, 13.1.6).
Как уже излагалось, благодаря добавке подходящих легирующих элементов коэффициент диффузии углерода снижается, сталь становится, таким образом, менее подверженной превращению. В В—Т-П-диаграмме это воздействие изображается путем сдвига временных границ превращения вправо.
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

В зависимости от легирующих элементов также возможно более или менее четкое расщепление граничных линий для временного графика превращения в перлит и промежуточную ступень. Никель и марганец, которые не показывают четко выраженной склонности к образованию карбидов, смещают процесс превращения в целом к более длительному времени (рис. 13.1.7). Молибден, вольфрам и хром как сильные карбидообразующие замедляют превращение на стадии перлита сильнее, чем на промежуточной стадии, благодаря чему образуется расщепление хода граничных линий для временной и температурной зависимостей на разных ступенях превращения (см. рис. 13.1.7).
Сдвиг вправо граничной линии начала превращения в В-Т-П-диаграмме означает, что при добавлении соответствующих легирующих элементов снижается критическая скорость охлаждения для образования мартенсита. Как вытекает из В-Т-П-диаграммы, образование мартенситной структуры требует такого охлаждения, которое является достаточно быстрым, чтобы, не задевая граничной линии перлитного превращения, пройти до достижения граничной линии начала мартенсита. Если аустенит благодаря достаточно быстрому охлаждению сохраняется в переохлажденном состоянии до температуры начала образования мартенсита, то он может полностью превратиться в мартенсит. Если при недостаточно высокой скорости охлаждения часть аустенита уже преобразуется до достижения температуры мартенситного превращения на стадии перлита, то полностью мартенситную структуру получить нельзя.
Изменение B-T-П-режима стали с 0,45 % С благодаря добавке 3,5 % Cr позволяет определить размер сдвига времени превращения (рис. 13.1.8, рис. 13.1.5).
Если благодаря соответствующим добавкам легирующих элементов замедление превращения сильно возрастает и линия границы превращения, таким образом, достаточно сдвигается вправо, то получается сталь, которая уже при охлаждении на воздухе показывает полное подавление превращения на стадии перлита и создает полную мартенситную структуру. Кроме сталей, закаливающихся на воздухе, можно различать в зависимости от скорости охлаждения, необходимой для образования мартенсита, еще стали, закаливающиеся в масле и в воде.
Скорость охлаждения, необходимая для закалки на мартенсит, является решающим фактором для поперечного сечения и формы конструкционной детали, которая может подвергнуться закалке. У нелегированных сталей, в особенности при небольших поперечных сечениях, достигаются необходимые высокие скорости охлаждения для образования мартенсита только на поверхности. Эти стали, закаливаемые в воде с получением твердости лишь на поверхности, называются сталями с отбеленной поверхностью. Большая прокаливаемость может быть достигнута на основании уменьшенной критической скорости охлаждения при закалке в масле. Закаливающиеся на воздухе стали, наконец, могут закаливаться насквозь в больших поперечных сечениях (рис. 13.1.9).
Механизм получения твердости

В a-железе растворимость углерода при комнатной температуре составляет лишь 10в-4 %. Для того чтобы стало возможным согласно диаграмме перевести при наличии углерода г.ц.к. γ-решетку в о.ц.к. α-решетку, нужно удалить с помощью диффузионных процессов С-атомы, не растворяющиеся в α-железе, из междоузлий и затем обеспечить соответственно их расположение в структуре феррита в форме цементита (Fe3C).
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

При возрастающей скорости охлаждения этот диффузионный процесс не может пройти полностью. Однако с возрастающим переохлаждением, т.е. с увеличивающимся расстоянием вниз от температуры равновесия γ-α-превращения, образуется движущая сила для обеспечения бездиффузионного процесса превращения г.ц.к.-решетки γ в о.ц.к.-решетку α.
Так как атомы железа базисной решетки меняют свое положение при этом не диффузионным путем, то перестройка должна произойти по геометрическим соответствиям. Важнейшие соседи атомов при таком превращении остаются прежними. Ho взаимоположение относительно и их межатомные расстояния изменяются. Таким образом, существует соответствие решетки, при котором каждый вектор исходной решетки соответствует вектору новой решетки.
Перевод одного типа решетки в другой можно понять как сдвиг. Эти движения происходят по определенным плоскостям исходной решетки, которые после преобразования в основном остаются неизмененными (плоскости габитуса). При таком изменении типа решетки с упомянутыми сдвигами объем вынужденно должен увеличиваться, так как при превращении из γ (г.ц.к.) в α (о.ц.к.) сохраняется самая плотная упаковка. Такое же число атомов, которое имеется в исходной наиболее плотно упакованной г.ц.к.-решетке, занимает при сохранении наиболее плотной упаковки при соответствующем изменении параметров решетки больший объем. Исходя из рассуждений такого рода были разработаны представления о возникновении тетрагонального мартенсита (рис. 13.1.10).
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

Благодаря принудительно растворенным атомам С α-решетка, которая сама по себе обладает ограниченной растворимостью для углерода, расширяется и деформируется в тетрагональную ячейку мартенситной решетки с соотношением параметров решетки с/а, зависящим от содержания С.
Благодаря тому, что не все октаэдрические пространства заняты С-атомами, в тетрагональной решетке возникают так называемые диполи (полюса) искажения (рис. 13.1.11).
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

Описанная деформация решетки в тетрагональном мартенсите должна быть подвержена высокому внутреннему напряженному состоянию, которое значительно уменьшает подвижность дислокаций или почти полностью блокирует их. Вследствие этого создается значительное повышение твердости, возрастают прочностные характеристики, а вязкость и пластичность соответственно уменьшаются. Такое повышение твердости означает однозначно уменьшение надежности против хрупких отказов. В ровном шлифе появляется игольчатая гомогенная структура, которая называется мартенситом. Фактически мартенситная структура, обусловленная кинетикой превращения, протекающего при высоком напряженном состоянии, образуется в форме пластин (рис. 13.1.12).
На полированных плоскостях после образования мартенсита можно наблюдать возникновение рельефа, который образуется из схемы движения атомов в больших объемах решетки (рис. 13.1.13).
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

Из изложенного выше, следовательно, можно понять, что внутреннее сопротивление γ-решетки процессу распада повышается с увеличением содержания С-атомов на междоузлиях. Ho высокое сопротивление процессу превращения означает, что этот процесс для своего протекания требует большей движущей силы. Это в свою очередь означает, что с увеличением содержания углерода необходимо возрастающее неравновесие, т.е. требуется увеличивающееся переохлаждение для того, чтобы довести превращение до мартенсита. Тогда можно показать, что температура, при которой наступает образование мартенсита (Ms — начало образования мартенсита), с возрастанием содержания С сдвигается к более низким значениям. То же самое имеет значение для окончания образования мартенсита [Mf — окончание образования мартенсита (рис. 13.1.4)].
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

Между Ms- и Мf-температурами при снижении температуры превращается все большее число зон решетки, способных к переходу аустенита в мартенсит. Количество мартенсита увеличивается, таким образом, постепенно и прерывисто, соответственно предпочтению, обусловленному ориентациями и различными напряженными состояниями при превращении областей решетки (рис. 13.1.15). Такой вид превращения называется атермическим. Он происходит тогда, когда достигнута верхняя критическая скорость охлаждения, т.е. когда начинается образование мартенсита, начальная температура которого не зависит от скорости охлаждения, а масштаб образования мартенсита зависит от температуры.
Наблюдения показывают далее, что превращение всего объема материала в мартенсит возможно только при условии, что охлаждение происходит так быстро, что при температуре начала образования мартенсита Ms весь оставшийся аустенит еще находится в переохлажденной форме и если в областях заранее не происходили диффузионно управляемые процессы превращения.
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

Из тетрагональной деформации мартенсита, также возрастающей с увеличением содержания углерода (рис. 13.1.16, а) вследствие принудительно растворенного углерода, получается, что сопротивление движению дислокаций, а тем самым твердость мартенсита также с увеличением содержания углерода возрастают (рис. 13.1.16, б). Если образцы из аустенитной области (γ-область) подвергаются закалке, то достигнутая твердость с повышением содержания углерода увеличивается, пока структура полностью не превратится в мартенсит, т.е. пока при закалке не будет превышена Мf-температура. Из рис. 13.1.14, однако, вытекает, что при содержании углерода свыше примерно 0,7% Mf-температура нелегированной стали лежит ниже комнатной температуры, т.е. в структуре более 0,7 % (по массе) С остается после закалки при комнатной температуре в виде не-преобразованного аустенита, это так называемый остаточный аустенит. Так как аустенит определенно мягче, чем мартенсит (см. рис. 13.1.16, б), то твердость образцов, которые закаливаются из области аустенита до комнатной температуры, с содержания углерода примерно 0,7 % (по массе) снова снижается (рис. 13.1.17, график 1).
Ход закали с фазовой пepeкристаллизацией

Чтобы избежать этого снижения твердости, заэвтектоидные стали при аустенитизации нагреваются только до температуры немного выше температуры A1, т.е. до двухфазной области γ+Fe3C (аустенит + вторичный цементит). При этом независимо от содержания углерода в стали аустенит находится с примерно 0,9 % (по массе) углерода в равновесии с цементитом. Этот относительно бедный углеродом аустенит дает при закалке до комнатной температуры только незначительные количества остаточного аустенита и поэтому не дает практически никакого снижения твердости. Цементит, остающийся в структуре при закалке до комнатной температуры, имеет почти такую же твердость, как и мартенсит, отчего твердость заэвтектоидных образцов, которые закаливаются из двухфазной области γ+Fe3C до комнатной температуры, с возрастанием содержания С практически остается постоянной (см. рис. 13.1.17, график 2).