Металлопрокат
Металлоконструкции
Обработка металла
Проведение процессов для изменения твердости фазовым превращением различается в основном различной температурной последовательностью. С помощью различного температурного режима охлаждения от аустенитной температуры можно получить разные структуры и благодаря этому придавать стали дифференцированно различные механические свойства. Многоступенчатая термообработка, но особенно отпуск после закалки, способствует согласованию свойств материала с необходимым комплексом свойств.
Прямая закалка
При прямой закалке в зависимости от состава стали происходит различное по степени резкое охлаждение заготовки от аустенитной до комнатной температуры. Температурный режим при прямой закалке соответствует протеканию охлаждения, описываемому непрерывными В—Т—П-диаграммами. При больших поперечных сечениях или у деталей с уступами и переходами поперечных сечений необходимое резкое охлаждение при прямой закалке, особенно нелегированных и низколегированных сталей, может привести к значительным термическим напряжениям и напряжениям, возникшим в результате превращений, и тем самым к короблению детали и к трещинам. Поэтому способ имеет свои границы, заданные геометрией детали и материалом (рис. 13.1.18).
Закалка в горячих средах
При закалке в горячих средах отрицательное действие закалки из-за термических напряжений и напряжений, вызванных превращением, эффективно снижается. Изображение графика охлаждения при закалке в горячих средах в схематической В—Т—П-диаграмме показывает сущность этого метода (см. рис. 13.1.18). Чтобы достигнуть полностью мартенситной структуры, здесь нужно проводить охлаждение таким образом, чтобы на перлитном пике до достижения температуры Ms сохранялся переохлажденный аустенит.
Так как при температуре ниже перлитного пика время до достижения линий превращения в зависимости от материала значительно увеличивается, в этих температурных зонах резкое охлаждение на пике перлита может быть прервано. Это достигается тем, что в отличие от прямой закалки, при которой закалка идет непрерывно до комнатной температуры, здесь закалка происходит только до температуры выше точки Ms. При достигнутой температуре в зависимости от вида В-Т-П материала переохлажденный аустенит удерживается до выравнивания разницы температур и связанных с этим термических напряжений, чтобы затем на второй стадии охлаждения пройти область мартенситного превращения.
Чтобы получить такой характер охлаждения, деталь закаливается на первой ступени в горячих средах с подходящей для этого температурой. Для этого применяются расплавы солей или иногда расплавленный металл. После выдержки в горячих средах, соответствующей В-Т-П-диаграмме, происходит охлаждение на воздухе до образования мартенсита. Предпосылку для такой обработки имеют сплавы, которые обладают достаточной инерцией превращения.
Улучшение в промежуточной области (аустемперинг)
Принципиально для улучшения материала в промежуточной области выбирается температурный режим, подобный закалке в горячих средах. В отличие от закалки в горячих средах при аустемперинге температура в горячей среде удерживается до тех пор, пока переохлажденный аустенит изотермически полностью не превратится в промежуточную стадию. Конечно, здесь также термические напряжения, которые создаются на первой стадии охлаждения при температуре горячей среды, во время изотермической выдержки и процесса превращения снижаются.
Благодаря аустемперингу свойства материла могут подгоняться к требованиям до такой степени, что последующая обработка отпуском становилась излишней. С учетом необходимого времени на выдержку аустемперинг в общем ограничивается деталями с небольшим поперечным сечением и сталями, не слишком медленно подвергающимися превращению.
Термомеханическая обработка
Значительную возможность для расширения области направленного управления механическими свойствами дает деформация аустенита перед или по время превращения. В зависимости от характера такой термомеханической обработки деформация может происходить в стабильной или метастабиль-ной (переохлажденной) аустенитной области.
Благодаря деформации в стабильной области аустенита с помощью соответствующей степени деформации через рекристаллизацию можно получить очень мелкозернистое и равномерное зерно аустенита, которое ведет к соответственно мелким дисперсным структурам превращения с однородными и благоприятными прочностными свойствами.
При деформации переохлажденного аустенита на установленном в соответствии со ступенью превращения температурном уровне рекристаллизация не происходит или происходит только частично. Благодаря воздействию последующего процесса превращения на получаемые при этом структуры, а также благодаря последующему наклепу (упрочнению в холодном состоянии) механические показатели изменяются в сторону получения желательных свойств. Если сразу после деформации метастабильного аустенита он превращается в мартенсит, то благодаря этому так называемому фазовому упрочнению (наклепу) можно получить весьма высокие прочностные характеристики. Такие процессы превращения после деформации метастабильного аустенита происходят в сталях с достаточной инерцией превращения.
Наконец, нужно еще упомянуть термомеханическую обработку высокопрочной низколегированной стали HSLA (high strength low alloyed). Такая сталь из-за низкого содержания углерода не подвержена закалке путем фазовой перекристаллизации. Контролируемый температурный режим при горячей прокатке этой стали обусловливает мелкодисперсное выделение микролегирующих элементов, например Nb или Ti, в виде карбидов. Благодаря этому могут достигаться повышения прочности вследствие эффекта выделения, а также остаточного холодного наклепа вследствие помех, создаваемых рекристаллизации микролегирующими элементами в виде мелких выделений. Такие микролегированные материалы пригодны для замены нелегированных сталей с низким содержанием углерода и поэтому вследствие достигаемой прочности они подходят для легких конструкций, например, в автомобилестроении.
Описанные термомеханические способы обработки необходимо отличать от так называемого патентирования, которое применяется при изготовлении проволоки для достижения очень высокой прочности. При патентировании деформация в холодном состоянии и термообработка не находится во временной закономерной связи, а сначала эвтектоидная или заэвтектоидная углеродистая сталь изотермически (патентирование в горячих средах) или непрерывно (воздушное патентирование) в стадии перлита преобразуется таким образом, что возникает очень тонкий пластинчатый перлит. Эта тонкая пластинчатая структура перлита особенно подходит для волочения в холодном состоянии, при этом достигается очень высокая прочность (до 3000 Н/мм2) при сравнительно хорошей вязкости.
Обработка холодом
Как уже говорилось, образование мартенсита проходит атермически, т.е. количество аустенита, бездиффузионно превращенного в мартенсит после недостижения Мs-температуры, зависит только от температуры (см. рис. 13.1.15). Благодаря образованию и распространению мартенситных пластин в окружающей аустенитной матрице она испытывает вследствие изменения объема при превращении возрастающие деформации в холодном состоянии и тем самым упрочняется. Поэтому дальнейшее распространение иголок в аустенит, т.е. его дальнейшее превращение, осложняется и определенное количество остаточного аустенита может сохраняться в материале.
Равным образом количество остаточного аустенита после закалки ниже точки мартенсита наряду с другими воздействиями определяется предшествующей температурой аустенитизации и способом охлаждения. Наконец, слабо превращающиеся легированные стали имеют склонность после закалки к большей доле остаточного аустенита, чем нелегированные стали. Остающиеся непревращенными (также незначительные) количества остаточного аустенита в зависимости от заданных условий могут оказывать отрицательное действие на поведение детали.
Нестабильный остаточный аустенит может, например, при динамических производственных нагрузках и при долговременных низких температурах привести к превращениям и к деформации детали и тем самым к отрицательным изменениям свойств детали. Остаточный аустенит, который в улучшенной структуре дополнительно преобразуется в готовой детали, конечно, не подвергается отпуску и поэтому ведет к явлениям охрупчивания.
Чтобы устранить остаточный аустенит при очень высоких требованиях к стабильности структуры и геометрии (прецизионные подшипники качения, калибры), проводится обработка низкими температурами. Эта обработка происходит в жидком CO2 (-79 °C) или жидком N2 (-196 °C) в течение нескольких часов. Существенно дешевле, но не так контролируемо и прежде всего с изменением существующего мартенсита остаточный аустенит может быть устранен при обработке отпуском.
Улучшение
Улучшение заключается в последовательной температурной обработке, при которой вслед за закалкой происходят повторный нагрев и медленное охлаждение (на воздухе или в печи). Это повторное нагревание до температуры точно ниже A1 называется отпуском. Отпуск в свою очередь может состоять из одного или нескольких температурных циклов (многоступенчатый отпуск) (рис. 13.1.19). С помощью термообработки (закалки и последующего отпуска) можно установить с очень большой точностью различные структурные состояния, в том числе и для деталей с большим поперечным сечением, благодаря чему возможна очень точная подгонка материала к определенным требованиям.
Воздействие на структуру. При превращении аустенита в мартенсит (закалка) возникает прежде всего объемноцентрированная решетка, которая отличается от о.ц.к.-решетки α-железа своей тетрагональной деформацией вследствие принудительно растворенного углерода. Объем мартенсита поэтому больше объема перлита (α-Fe + Fe3C). Если тетрагональный мартенсит отпускается на различных температурных интервалах, то он распадается через промежуточные состояния (ступени отпуска) на α-Fe и шарообразный Fe3C. Так как различные ступени перестройки и диффузии принудительно растворенного углерода связаны с изменениями объема, то можно проследить состояния отпуска, установленные в зависимости от температуры, путем изменения длины соответствующих небольших образцов во время контролируемого нагрева в дилатометре.
Отклонения от линейного закона удлинения материала с возрастанием температуры (постоянный коэффициент линейного удлинения) без структурных изменений и со структурными изменениями появляются благодаря структурным изменениям при отпуске, которые обеспечивают отклонения от линейного расширения путем дополнительных расширений или наоборот сжатий (рис. 13.1.20). По этим процессам, наблюдаемым с помощью дилатометра, и соответствующим структурным изменениям различаются несколько интервалов температур от пуска, которые, как можно ожидать из понимания проходящих процессов, значительно зависят от количества и вида легирующих добавок. У нелегированной стали и скорости нагрева 10°С/мин можно наблюдать:
1. Интервал температуры отпуска от 100 до 200 °С.
Углерод, принудительно растворенный при высоких расхождениях решетки в тетрагональном мартенсите, выделяется в форме нестабильного ε-карбида, который настолько мелок, что может быть обнаружен только с помощью электронного микроскопа; ε-карбид имеет состав FeхC (причем х составляет ~ 2,4). Перестройка и обеднение мартенсита ведут к устранению тетрагональной деформации. Возникает кубический мартенсит, который легче протравливается и поэтому называется также черным мартенситом. В противоположность линейному удлинению образец при этом процессе укорачивается (см. рис. 13.1.20).
2. Интервал температур отпуска от 200 до 325 °С.
Эта область температур характеризуется превращением остаточного аустенита. Остаточный аустенит распадается при этом на кубический мартенсит и на ε-карбид. Одновременно начинается также образование стабильного карбида железа Fe3C (цементит). Благодаря распаду аустенита на этой ступени отпуска происходит увеличение объема.
3. Интервал температур отпуска от 325 до 400 °С.
Кубический мартенсит на этой ступени настолько обеднен углеродом, что он достигает состава феррита. При этом и путем превращения еще оставшегося ε-карбида образуется цементит, который в виде шариков, различаемых с помощью микроскопа, диспергирован в структуре. Так как кубический мартенсит с а = 0,291 нм по сравнению с ферритом (а=0,286 нм) еще сильно растянут в этой ступени отпуска, отмечается уменьшение объема.
4. Интервал температур отпуска ≥400 °C.
У легированной стали эта температурная область не характеризуется структурным изменением, подчиненным одной определенной ступени. Частицы карбида коагулируют так, что непрерывно достигается состояние неполного отжига. В качестве определенной ступени отпуска эта область температур может, однако, быть значительной у легированных сталей, так как в стали с легирующими элементами Cr, Mo, W, Ti, V, Si и Co почти до 500 °C может еще сохраняться тетрагонально растянутая решетка. Карбидообразующие элементы образуют при высокой температуре отпуска стабильные сложные карбиды, которые ведут к увеличению твердости и износоустойчивости.
Поведение механических характеристик. С помощью термической обработки, т.е. с помощью закалки и последующего отпуска, устанавливаются структурные состояния, которые связаны с уменьшением хрупкости не подвергнутого отпуску мартенсита. Поэтому могут быть установлены свойства материала, которые соединяют максимально высокую прочность с достаточной вязкостью. Область предела прочности между закаленным и по-разному отпущенным состоянием варьируется в широком диапазоне лишь у нелегированных сталей (рис. 13.1.21).
Для обеспечения надежности деталей против отказа под действием перегрузки часто решающим является не уровень твердости, так как именно высшие показатели твердости в закаленном и неотпущенном состоянии связаны с высокой чувствительностью сталей к надрезу и незначительной вязкостью разрушения. С учетом этой связи запас прочности (надежность против разрушения) необходимо привести в соответствие с требуемой работой материала до разрушения, которое соответствует площади диаграммы напряжение — деформация.
Так, действие отпуска на затрачиваемую работу разрушения становится особенно ясным при сравнении диаграмм напряжение — деформация после разных температур отпуска на примере углеродистой стали (рис. 13.1.22). В случае нелегированной стали с 0,35 % С обнаруживается, что работа до разрушения после обработки отпуском составляет более 10 Дж/см3 и является наибольшей. Для сравнения работа до разрушения в закаленном неотпущенном состоянии составляет 1,63 кДж/см3, в нормализованном состоянии 6,18 кДж/см3, т.е. чем выше температура отпуска, тем выше пластичность (вязкость) и тем ниже прочность.
Связь между пределом прочности и значениями вязкости разрушения у однородных сталей четко указывает, что высокая прочность означает потерю надежности против разрушения, т.е. критическая величина трещин, которые вызывают хрупкое разрушение, в неотпущенном состоянии значительно уменьшается.
Изменение механических показателей в зависимости от температуры отпуска предоставлено в диаграммах улучшения (рис. 13.1.23). Мартенситные стареющие стали, у которых возникают в отпущенном мартенсите мелкодисперсные выделения, дают возможность сохранить при высокой прочности достаточную вязкость разрушения. С возрастанием температуры отпуска возникает тенденция к увеличению удлинения при разрыве As и относительного сужения при разрыве Z и к уменьшению прочности на разрыв Rm и предела текучести Rе.
В зависимости от состава материала в определенных интервалах отпуска наблюдается значительное охрупчивание, известное как отпускная хрупкость.
Усиление хрупкости происходит у нелегированной стали в температурной области от 250 до 325 °С, т.е. на второй ступени отпуска, вследствие превращения вязкости остаточного аустенита в хрупкий мартенсит. Более существенной для практики является отпускная хрупкость легированной стали в интервале от 450 до 550 °C. В зависимости от природы сплава эти явления охрупчивания имеют сложную природу. Это охрупчивание опять в значительной степени исчезает при нагревании такой стали до температуры выше 550 °C.
При термообработке деталей с большим поперечным сечением названный вид охрупчивания может появляться также тогда, когда при охлаждении от более высоких температур через эту критическую температурную область охлаждение происходит слишком медленно. Этот вид охрупчивания наблюдается особенно в зависимости от взаимодействия элементов Р, Cr, Mn, N. Если содержание P выше 0,15 %, то содержание Cr и Mn составляет по 1 %; кроме того, они имеют отрицательное действие, особенно если присутствуют оба элемента. Хотя Ni сам по себе не действует отрицательно, эффект других названных элементов для охрупчивания усиливается благодаря Ni. Охрупчивание хромистых сталей с содержанием Cr свыше 25 % при температуре 475 °C, которая устанавливается уже через несколько минут, необходимо привести в соответствие с образованием (Г-фазы, богатой Cr. В зависимости от содержания Cr охрупчивание уменьшается путем нагрева выше 600 °C.
Испытание на прокаливаемость
Для проверки закаливаемости и режима превращения служит сравнительно простой способ испытания по Джомини (Jominy-Test). При этом цилиндрический стальной образец из испытуемого материала аустенитизируется и закаливается водой с торцевой поверхности цилиндра. Чтобы получить сравнительные результаты из этого испытания, нормируются габариты образца и условия закалки (рис. 13.1.24).
Так как благодаря торцевой закалке тепловой поток проходит преимущественно по продольной оси образца, с увеличением расстояния от торцевой поверхности постоянно уменьшаются скорости охлаждения. Измерения твердости в продольном направлении образца вдоль образующей показывают согласование между твёрдостью и непрерывным процессом охлаждения, зависящим от расстояния от торцевой поверхности. Если на торцевой стороне получается полностью мартенситное состояние, то из графика изменения твердости по длине образца можно получить прокаливаемость испытываемого материала. Если очень медленное снижение твердости от мартенситной структуры наблюдается также и на большом расстоянии от торцевой поверхности, то это характеризует хорошую прокаливаемость материала. Резкое снижение твердости от мартенситной структуры уже в непосредственной близости от торцевой поверхности характерно для плохой прокаливаемости.
Шлифы для исследования структуры позволяют установить связь между твердостью, составом структуры и процессом охлаждения. Благодаря этому получается непосредственная связь между испытанием по Джомини и непрерывными В-Т-11-диаграммами (рис. 13.1.25). С другой стороны, по представленным соотношениям у стали с известным B-T-П-режимом можно установить на модельном образце графики охлаждения в различных областях материала. Это необходимо, так как у деталей сложной формы фактический температурно-временной график возникающий при охлаждении, неизвестен. Для того чтобы у таких деталей в определенных критических местах можно было установить заданную структуру, можно выбирать В—Т—П-диаграмме подходящую сталь с помощью кривых охлаждения, установленных на модели.
Для исследования режима превращения в зависимости от времени и температуры применяется также ряд других металловедческих способов исследований. Сюда относятся наблюдение за процессом превращения с помощью дифференциального термического анализа и дилатометрические способы. Исследования структур часто проводятся на небольших цилиндрических образцах, которые подвергаются превращениям в изотермических и непрерывно изменяющихся условиях охлаждения.
