Теория превращения в стали при нагреве и охлаждении

Основные превращения в стали

Теорию термической обработки составляет учение об изменения строения и свойств металлов и сплавов при тепловом воздействии, не исчезающих после его превраще­ния.

Любой процесс термической обработки может быть описан графиком, построенным в координатах t ° — τ (рис.8.1), по которому можно определить температуру нагрева (t°), время нагрева, выдержки и охлаждения (τ _н, τ _в, τ _ох), средние и истинные скорости нагрева и охлаждения (V_н, V_ox), общую продолжительность производствен­ного цикла (τ _об). Термической обработкой называют процесс обработки изделий из металлов и сплавов путем теплового воздействия с целью изменения их структуры и свойств в заданном направлении.

Это воздействие может сочетаться также с химическим, деформационным, ра­диационным, магнитным и другими воздействиями.

Термообработка может использоваться как промежуточная операция для улуч­шения технологических свойств (обрабатываемость режущим инструментом, повыше­ние пластичности перед обработкой давлением и др.) и как окончательная операция для придания обрабатываемому материалу комплекса физико-механических и других свойств, обеспечивающих необходимые эксплуатационные характеристики изделия.

Особенно велика роль термической обработки при производстве стальных изде­лий. Производство стали во многом определяет экономическое могущество страны. Экономия в использовании стали происходит главным образом за счет улучшения свойств стальных изделий, из них 15-20 % за счет широкого внедрения различных ви­дов термических обработок.

В углеродистой стали в зависимости от температуры нагрева и скорости охлаж­дения возможны следующие основные 4 вида превращений.

1.При нагреве выше температуры А_с1 феррито-цементная смесь - перлит превращается в аустенит П®А

2.При медленном охлаждении ниже температуры А_с1 однородный

твердый раствор углерода в g -железе (аустенит) диффузионным путем распадается на смесь двух фаз - (Ф+Ц) – П, т.е.А®П

3. При быстром охлаждении аустенит превращается в мартенсит -упорядочен­ный перенасыщенный твердый раствор углерода в a-железе. Из-за большой скорости охлаждения при превращении не происходит диффузия углерода. Мартенсит структура неустойчивая неравновесная с большим запасом свобод­ной энергии.

4.При нагреве ниже температуры А_с1 пересыщенный твердый раствор углерода в a-железе (мартенсит) распадается с образованием феррито-цементной смеси -перлита М ®(Ф+Ц) - П

Превращения во всех случаях связаны со стремлением системы (в данном слу­чае стали) к минимуму свободной энергии (F) при изменившихся внешних условиях (t° ).

На рис.8.2 показан характер изменений F аустенита, мартенсита и перлита в за­висимости от температуры (схема) и температурные области 4-х превращений.

Классификация видов термической обработки.

Первую классификацию различных видов термической обработки предложил академик А.А. Бочвар была разрабо­тана классификация видов и разновидностей термической обработки сталей и цветных металлов, а также соответствующая технология (рис. 8.3)

Собственно-термическая обработка заключается только в термическом воздей­ствии на металл или сплав, химико-термическая - в сочетании химического и термичес­кого воздействия, термомеханическая - в сочетании термического воздействия и пласти­ческой деформации. Собственно-термическая обработка включает в себя 6 основных видов, которые в свою очередь имеют различные разновидности также как и химико-термическая и термомеханическая обработки.

Отжиг первого рода.

При литье , обработке давлением, сварке и других технологических процессах в структуре металлов и сплавов могут возникать отклонения от равновесного состояния. Отжиг 1 рода частично или полностью устраняет эти отклонения. Основные параметры - температура нагрева и время выдержки. Скорость нагрева и охлаждения имеют подчиненное значение. Его проведение не обусловлено фазовыми превращениями в твердом состоянии, т.е. для железоуглеродистых сплавов нагрев производиться до тем­ператур лежащих ниже А_с1 (рис.8.4,кр. 1 ).

Для Fe-C сплавов в зависимости от назначения дорекристализационный и рекристализационный отжиг и отжиг для снижения внутренних (остаточных) напряжений. Этот вид обработки применим к любым металлам и сплавам.

Отжиг второго рода.

Используется при необходимости изменить структуру и свойства металла или сплава. После термической обработки получают структуру близкую к равновесной . Основные параметры: температура нагрева, время выдержки и скорость охлаждения. Нагрев производится выше температуры Ac₃, время выдержки должно обеспечить необ­ходимые структурные изменения, а скорость охлаждения достаточно мала, и обеспечить обратные фазовые превращения, в основе которых лежат диффузионные процессы. В зависимости от назначения для Fe -сплавов различают: неполный отжиг-нагрев выше температуры А_С1,но ниже Ac₃ , охлаждение с печью;полный отжиг -нагрев до Асз +30 -40 ° , охлаждение с печью;нормализацию -нагрев до температуры Асз + 30 - 40° , охлаждение на воздухе;изотермический отжиг (на рис.8.4,гр. 2, 3, 4, 5 соответственно).

Закалка .

Как и отжиг второго рода используется для изменения структуры и свойств металлов и сплавов. После термообработки получают неравновесную структуру со свойствами существенно отличными от свойств в равновесном состоянии. Основные параметры: температура нагрева и скорость охлаждения. Нагрев производится выше температуры начала фазовых превращений. Время выдержки должно быть достаточно для необходимых структурных превращений, а скорость охлаждения достаточно велика, чтобы обратные превращения, связанные с диффузионными процессами, не успели произойти.

Существуют два резко различных вида закалок: закалка без полиморфного превращения и закалка с полиморфным превращением.

Закалка без полиморфного превращения применима к любым сплавам, в ко­торых при нагреве одна фаза полностью или частично растворяется в другой. После закалки образуется пересыщенный твердый раствор компонента А в компонент В.Такой вид закалки характерен при обработке цветных сплавов .

Закалка с полиморфным превращением возможна для любых металлов и сплавов, у которых при охлаждении изменяется кристаллическая решетка. При этом образуется новая фаза, называемая мартенситом.

Такая закалка характерна для железоуглеродистых сплавов, у которых различают две разновидности: неполная закалка с нагревом до температур A_c1 +20 -40 полная закалка с нагревом до температур А_сз+20 -40 .

Старение и отпуск.

После закалки сплав находится в метастабильном состоянии (пересыщенный твердый раствор) и обладает повышенной_свободной энергией. Свойства его неудов­летворительные. Для ускорения процесса распада твердого раствора его нагревают, подвергают отпуску или старению.

Обычно термин отпуск применяют к сплавам подвергнутым закалке с полиморфным превращением прежде всего к железоуглеродистым сплавам - сталям и чугунам. Для цветных сплавов чаще используется термин «старение». Основные параметры отпуска и старения- температура и время выдержки.

Превращение при нагреве

При нагреве стали выше критической температуру 727 ^о С перлит (феррито-цементитная структура) превращается в аустенит.Превращение феррито-цементитной (карбидной )структуры в аустенит состоит из полиморфного a«g -превращения и растворения в образовавшемся аустените цементита (карбидов).

На рис.8.5 показана схема зарождения зародышей аустенита на межфазной границе феррит- цементит.

Выравнивающая диффузия понижает концентрацию углерода на границе А/Ц и повышает на границе А/Ф, что вызывает растворение цементитной и ферритной пластины. Скорость роста аустенитного зерна в сторону феррита на много больше, чем в сторону цементита, поэтому ферритные пластины растворяются быстрее. После окончания растворения цементита аустенит неоднороден по углероду и для гомогенизации (выравнивания состава) применяется выдержка. Если в исходной структуре находился свободный феррит (доэвтектоидная сталь) или свободный цементит (заэвтектоидная сталь),то для их исчезновения необходим нагрев до более высоких температур и более длительная выдержка. На рис.8.6 показана диаграмма изотермического превращения для доэвтектоидной стали: кривая -1 -исчезновение ферритных промежутков в перлите, 2 - окончание растворения цементита, 3 - исчезновение свободного феррита, 4- окончание гомогенизации аустенита.

При непрерывном нагреве температуры окончания образования аустенита и его гомогенизации повышаются с ростом скорости нагревания (рис.8.6).

С увеличением дисперсности исходной структуры время окончания всех этапов аустенизации уменьшается, главным образом за счет сокращения путей диффузии углерода.

Зерно аустенита образуется при окончании превращения перлита в аустенит.Величина начального зерна аустенита зависит от числа зародышей, возникающих в данном объеме в единицу времени, и скорости их роста.

После окончания аустенизации зерно способно к росту (собирательной рекристаллизации). Движущей силой процесса является стремление к минимуму свободной энергии (меньше удельный вес границ, обладающих повышенной энергией).

Размер аустенитного зерна зависит от температуры, выдержки при нагреве и соста­ва стали. Почти все легирующие элементы, кроме марганца тормозят рост аустенитного зерна за счет образования трудно растворимых карбидов и окислов.

Однако, разные плавки одной и той же марки стали могут сильно отличаться по склонности к росту, т.е. склонность к росту определяется не только химическим составом по основным компонентам, но и технологией металлургического производства.

Различают наследственно крупнозернистые и наследственно мелкозернистые стали. В наследственно крупнозернистых сталях аустенитное зерно интенсивно растет при относительно небольших превышения температуры над точкой А_сз до +950-1100°С. Нагрев выше этой температуры также ведет к перегреву, т. е. интенсивному укрупнению зерна и связанному с этим падению вязкости стали после охлаждения. С наследственно мелкозернистой сталью работать легче, т.к. она не боится перегрева в широком интервале температур.

На рис.8.7 приведена схема изменения роста зерна аустенита у наследственно крупно и мелкозернистой стали. Наследственное зерно стали определяют специальной технологической пробой.

Действительное зерно - это то зерно, которое получают после той или иной операции термообработки, оно определяет конечные свойства стали.

Наследственно-мелкозернистые стали это обычно хорошо раскаленный металл с добавлениями алюминия. Мельчайшие частицы нитридов и окислов алюминия как барьеры тормозят рост аустенита. Легированные стали, кроме марганцовистых, также являются наследственно мелкозернистыми.

8.4.Превращение аустенита при охлаждении (перлитное превращение).

Основное превращение при медленном охлаждении стали с температурой выше A_c1 это эвтектоидный распад аустенита на феррито-цементитную смесь-перлит. Процесс диффузионный, связанный с распадом твердого раствора А на две резко различные по химическому составу фазы - Ц - 6,67%С и Ф-0,02%С. Процесс идет при переохлаждении сплава, когда Δ F > 0 . Движущаяся сила процесса - величина ΔF (чем >ΔТ , тем >ΔF). Контролирует процесс диффузия углерода. Однако чем ниже температура превращения (>ΔТ),тем меньше скорость диффузии углерода. При очень больших (ΔТ) ( для углеродистой стали –500⁰С) диффузия углерода (D_с) практически равна нулю и диффузионный распад аустенита невозможен. Вследствие влияния двух факторов, действующих в противоположных направлениях ,( с увеличением ΔТ уменьшается D_с и увеличивается ΔF) скорость превращения изменяется по сложной зависимости (рис.8.8)

Кинетика кристаллизации в твердом состоянии, как и при переходе из жидкого состояния в твердое, определяется двумя параметрами: скоростью зарождения центров кристаллизации [ 1/сек мм³] и линейной скоростью их роста С [мм /сек] и может быть изображена кинетической кривой, которая показывает нарастание количества новой структурной составляющей (перлита) во времени (рис.8.9). Скорость меняется по кривой с максимумом. В начале изотермической выдержки превращения не наблюдается - инкубационный период (в действительности объем превращения фазы так мал, что экспериментально не фиксируется).

Для различных степеней переохлаждения (различных температур изотермических выдержек, лежащих ниже A_c1) можно построить изотермические кривые. Вначале с увеличением степени переохлаждения уменьшается время инкубационного периода ( oa1>oa4>oa5) и уменьшается время полного превращения (овз<ов4<ов5) (рис.8.10).

На основе кинетических кривых можно построить обобщенный график изотермического распада аустенита для данной марки стали. Такая диаграмма очень удобна, т. к. строится в координатах режима термической обработки. Она позволяет для любой температуры превращения определить время инкубационного периода и время полного превращения. При изотермической обработке на рис.8.11 представлена диаграмма изотермического превращения для эвтектоидной стали, построенная по кинетическим кривым рис.8.10.

Отрезки на рис. 8.11,отложенные при соответствующих температурах по горизонтали от ординаты до точки а1, в1, а2, в2 и т. д. Пропорциональны отрезкам oa1, оа2, оаз, оа4 и т.д. (рис.8.10). Правая кривая - начало изотермического превращения переохлажденного аустенита в перлит, левая кривая - конец этого превращения. Обе кривые называются С - кривыми, изгиб соответствует максимальной скорости превращения и минимальной устойчивости переохлажденного аустенита.

Распад начинается обычно на стыке аустенитных зерен образованием зародыша цементита (рис.8.12,а). При утолщении цементитной пластины вблизи нее аустенит обедняется углеродом, и создаются условия для образования роста ферритной пластины (рис.8.12,б,в). При утолщении ферритной пластины углерод оттесняется в аустенит, в результате создаются условия для появления новых цементитных пластин (рис.8.12г,д). Рост идет в продольном и поперечном направлениях. Хотя на шлифе Ф и Ц выглядят как изолированные включения, однако, в действительности эвтектическая колония бикристалл состоит из переплетающихся дендритов двух фаз.

Межпластиночное расстояние (суммарная толщина пластин Ф и Ц) постоянны для данной степени переохлаждения аустенита. Это важная структурная характеристика, чем она меньше, тем дисперсией структура и выше прочностные свойства стали. Если распад происходит при 650 °С- 2Δ =0,5- 1мкм ,НВ~170-220-перлит ; при 650 -570°, 2Δ -0,4 - 0,2мкм ,НВ -230-330-сорбит; при570°-500°С, 2Δ= ~0,1мкм, НВ 330 -460 тростит (выявляется только под электронным микроскопом).

На практике термическую обработку чаще всего производят при непрерывном охлаждении. В этом случае С - диаграмма позволяет получить только качественные характеристики. Так если на рис.8.11 провести кривые охлаждения со скоростью V₁ и V₂, (где V₁>V₂), то четко видно, что при большей скорости охлаждения превращение начинается при большем переохлаждении, а само превращение происходит за более короткий промежуток времени.

8.5.Особенности превращения перлита в до-и заэвтектоидных сталях.

В этих сталях перлитному превращению предшествует выделение избыточных фаз феррита или избыточного цементита. На диаграммах изотермического аустенита должна быть нанесена линия образования избыточной фазы.

На рис.8.13 показана такая диаграмма для доэвтектоидной стали. При непрерывном охлаждении избыточный феррит начинает образовываться в переохлажденном аустените ниже температур точки А₁. При росте Ф углерод накапливается в аустените и ниже А₁ в этих обогащенных углеродом участках аустенита может начаться превращение А®П при содержании углерода меньше 0,8%. Такой П, содержащий < 0,8% С называется квазиэвтектоидом.

В заэвтектоидных сталях квазиэвтектоид обогащен углеродом. Количество свободной избыточной фазы (Ф или Ц) зависит от степени переохлаждения аустенита. Чем больше V_охл, тем меньше избыточной фазы, при очень высокой V_охл выделение избыточной фазы может полностью подавиться и получают квазиэвтектоидную структуру. Форма избыточной фазы, а следовательно и свойства, также определяются степенью переохлаждения. При малых Δ Т образуется ферритная или цементитная сетка, при очень больших - игольчатые кристаллы Ф или Ц (сталь делается хрупкой).

Влияние легирующих элементов на перлитное превращение весьма существенно. Все легирующие элементы (кроме кобальта) повышают устойчивость переохлажденного аустенита, т. е. сдвигают С- образные кривые вправо (рис.8.14). Это связано прежде всего с замедлением диффузионных процессов в переохлажденном легированном твердом растворе-аустените. Замедление распада А под действием легирующих элементов используется для увеличения прокаливаемости стали.