М. А. СМИРНОВ,
В. М. СЧАСТЛИВЦЕВ, Л. Г. ЖУРАВЛЕВ
ОСНОВЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИ СТАЛИ
2-е переработанное издание
“Рекомендовано учебно-методическим объединением по образованию в области металлургии в качестве учебного пособия для студентов
высших учебных заведений, обучающихся по специальностям
110500 —Металловедение и термическая обработка металлов и 070900 — Физика металлов	с ГХ->	Л
Москва
ООО «НАУКА И ТЕХНОЛОГИИ»
2002
УДК 621.785:669.0.01
ББК 34.651
0-75
Авторы: М. А. Смирнов, В. М. Счастливцев, Л. Г. Журавлев
Рецензенты: кафедра термической обработки и физики металлов УГТУ—УПИ (зав. кафедрой проф. А. А. Попов), проф. М. А. Штремель
Основы термической обработки стали: Учебное пособие/
0-75 М. А. Смирнов, В. М. Счастливцев, Л. Г. Журавлев. — М.: “Наука и технологии”, 2002. — 519 с.
ISBN 5-93952-008-1
Изложены теоретические основы термической обработки стали. Рассмотрены фазовые и структурные превращения, протекающие в сталях при нагреве и охлаждении. Проанализированы изменения структуры и свойств сталей при отжиге, закалке, отпуске, химико-термической и термомеханической обработках.
Для студентов, обучающихся по специальностям "Металловедение и термическая обработка металлов" и "Физика металлов". Может быть полезно студентам других металлургических специальностей, а также инженерам металлургических и машиностроительных предприятий, работающих в области производства, обработки и исследования сталей.
ББК 34.651
ISBN 5-93952-008-1	© Смирнов М. А., Счастливцев В. М.,
Журавлев Л. Г., 2002 г.
© ООО “Наука и технологии”, 2002 г.
ПРЕДИСЛОВИЕ
Настоящее издание не подверглось значительному изменению по сравнению с предыдущим, которое вышло в 1999 г. Авторы ограничились лишь некоторыми исправлениями и изменениями.
Изучение курса "Теория термической обработки стали" является важным компонентом подготовки металловедов и термистов. Его чтению предшествует освоение студентами таких курсов, как "Кристаллография", "Дефекты кристаллического строения", "Физическое металловедение" и "Механические свойства металлов", поэтому предполагается, что многие используемые термины и понятия уже знакомы читателю. В свою очередь теория термической обработки является базой для изучения завершающих дисциплин "Специальные стали” и "Технология термической обработки".
Во многих вузах в курсе "Теория термической обработки" излагаются ее основы применительно как к сталям, так и к другим сплавам. При таком рассмотрении материала мы рекомендуем пользоваться учебником И. И. Новикова "Теория термической обработки металлов", который удовлетворит самого взыскательного читателя.
Но есть и иной подход, когда термическая обработка стали читается отдельной дисциплиной. Именно такой курс в 40-х годах был прочитан в Уральском индустриальном институте чл.-корр. С. С. Штейнбергом, по праву считающимся основателем уральской школы металловедения. Эти лекции обобщены в монографии "Термическая обработка стали". В дальнейшем курс "Термическая обработка стали" читали известные ученые-металловеды профессора А. А. Попов и М. М. Штейнберг. Они внесли серьезный вклад в совершенствование методических основ его преподавания.
Нам представлялось важным сохранить методические разработки, сделанные уральскими учеными, что и явилось одной из причин написания данной книги.
Другая причина — желание более обстоятельно изложить ряд положений теории термической обработки сталей, которые не по
з
лучили достаточно полного отражения в учебной литературе. Так, в предлагаемой книге значительное внимание уделено рассмотрению эффекта структурной наследственности при нагреве, причин образования камневидного излома, особенностей формирования бейнитных структур и их поведения при отпуске. Мы считали, что в курсе, посвященном термической обработке, целесообразно уделить большое внимание анализу взаимосвязи структуры и механических свойств. В учебном пособии широко использованы экспериментальные данные, полученные уральскими учеными и прежде всего академиком В. Д. Садовским и его сотрудниками.
Авторы благодарны профессорам Б. К. Соколову, М. А. Штре-мелю, А. А. Попову за критический анализ рукописи и особо признательны за помощь, оказанную при подготовке учебного пособия А. М. Поляковой, а также Ю. В. Хлебниковой, И. Л. Солодовой и Л. Ю. Егоровой за оформление иллюстраций.
Авторы выражают искреннюю благодарность Исследовательско-технологическому центру “Аусферр” (г. Магнитогорск) и лично его генеральному директору В. Н. Урцеву за оказанную финансовую помощь при подготовке учебного пособия к изданию.
4
Глава 1
ОБЩИЕ ПОЛОЖЕНИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Под термической обработкой понимают процессы, при которых путем теплового воздействия изменяют структуру металлов и сплавов.
Между структурой и многими свойствами существует закономерная связь. Использование термической обработки позволяет в широких пределах изменять механические, физико-химические и технологические свойства металлов и сплавов. В технологическом процессе изготовления деталей машин термическая обработка может быть как промежуточной операцией, которая подготавливает структуру и улучшает технологические свойства для последующих операций, например, для обработки давлением или обработки резанием, так и окончательной операцией, при которой формируются требуемые структура и комплекс свойств.
Термическая обработка заключается в нагреве до определенной температуры, регламентированной выдержке при этой температуре и последующем охлаждении. Ее основными параметрами являются температура нагрева, длительность выдержки, скорости нагрева и охлаждения. Термическая обработка может быть весьма сложной и включать несколько циклов нагрева и охлаждения, осуществление нагрева и охлаждения по ступенчатому режиму, охлаждение в область отрицательных температур. Она может выполняться в сочетании с такими воздействиями, как пластическая деформация, насыщение поверхностных слоев изделий некоторыми элементами и т. д.
1.1.	КЛАССИФИКАЦИЯ ВИДОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Вид термической обработки определяется типом фазовых и структурных превращений в металлах и сплавах, происходящих при тепловом воздействии. В настоящее время наиболее распространенной является классификация видов термической обработ
5
ки, схема которой приведена на рис. 1.1. Термическая обработка подразделяется на собственно термическую обработку, химикотермическую и термомеханическую.
Собственно термическая обработка включает следующие основные виды: отжиг первого рода, отжиг второго рода, закалку без полиморфного превращения, закалку с полиморфным превращением, старение и отпуск.
Под отжигом понимают термическую обработку, обеспечивающую достижение равновесного состояния или близкого к нему. При отжиге первого рода для этой цели не используются фазовые превращения, хотя они могут протекать во время его осуществления. В основе этой обработки лежат процессы, самопроизвольно разви вающиеся во время выдержки при повышенных температурах и приводящие к снижению свободной энергии системы.
Отклонения от равновесного состояния возникают при различных операциях: литье, обработке давлением, сварке, механической обработке. В этих случаях используются разные виды отжига первого рода. Например, для устранения дендритной ликвации в сплавах применяется гомогенизационный (диффузионный) отжиг. Он характеризуется нагревом до высоких температур, обеспечивающих интенсивное развитие диффузионных процессов, и длительными выдержками. Другим примером может служить рекристаллизационный отжиг, при котором деформированный металл или сплав нагревают выше температуры рекристаллизации. В результате рекристаллизационных процессов снимается наклей, созданный пластической деформацией.
Рис. 1.1. Классификация основных видов термической обработки
6
Отжиг второго рода использует фазовые превращения, протекающие при нагреве и охлаждении по нормальному диффузионному механизму, для достижения равновесного или близкого к нему состояния. Это могут быть полиморфные и эвтектоидные превращения, а также превращения, связанные с изменением растворимости компонентов в твердом состоянии. При таком отжиге нагрев проводится выше температур фазового превращения. Охлаждение осуществляется с небольшой скоростью, чтобы превращение высокотемпературной фазы в структуры, устойчивые при низкой температуре, прошло в полной мере.
Закалка — это термическая обработка, при которой получают неравновесные структуры. Такой обработке подвергают сплавы, имеющие фазовые превращения в твердом состоянии. При закалке, как и при отжиге второго рода, нагрев проводят выше температур фазового превращения. Охлаждение осуществляют с высокой скоростью, чтобы подавить фазовые превращения, связанные с диффузией. Различают два вида закалки: без полиморфного превращения и с полиморфным превращением.
Закалка без полиморфного превращения или истинная закалка — это обработка, при которой быстрым охлаждением фиксируют со стояние сплава, характерное для высоких температур. Она применима к сплавам, отличающимся значительной температурной зависимостью растворимости компонентов в твердом состоянии. При такой закалке возникает пересыщенный твердый раствор.
При закалке с полиморфным превращением в результате быстрого охлаждения высокотемпературной фазы возникает новая мета-стабильная структура, отличная от той, которая наблюдается в равновесном состоянии. Такая структура образуется в тех случаях, когда фазовое превращение осуществляется сдвиговым упорядоченным механизмом. Эту термическую обработку называют также закалкой на промежуточную метастабилъную структуру.
Уже при комнатной температуре в закаленном сплаве могут протекать процессы, приближающие его к равновесному состоянию. Нагрев, увеличивая диффузионную подвижность атомов, приводит к интенсификации этих процессов. Термическая обработка, при которой закаленный сплав подвергают дополнительному нагреву с целью перехода в более стабильное состояние, называется старением или отпуском. Обычно термин "старение" применяется к сплавам, закалка которых не сопровождается полиморфным превращением и приводит к образованию пересыщенного твердо
7
го раствора, а термин "отпуск” — к сплавам, при закалке которых возникает промежуточная метастабильная структура.
Химико-термическая обработка (ХТО) сочетает тепловое воздействие с изменением химического состава поверхностных слоев изделий. Обычно при ХТО происходит насыщение наружной зоны металла одним или несколькими химическими элементами, но существуют и такие разновидности этой обработки, при которых из поверхностного слоя деталей удаляется тот или иной элемент. При ХТО изделия нагревают в активной среде, реакции в которой и диффузионные процессы в металле обеспечивают желаемое изменение химического состава поверхностных слоев. Насыщающая ХТО возможна при условии растворимости химического элемента в основном металле. В результате ХТО происходит изменение структуры и свойств поверхностных слоев изделий.
Для сталей чаще всего используют насыщение поверхностных слоев изделий углеродом — цементацию, азотом — азотирование или совместно обоими элементами — нитроцементацию и цианирование.
Термомеханическая обработка (ТМО) — это совокупность операций пластической деформации и термической обработки, выполняемых в определенной последовательности. Известно, что дефекты кристаллического строения оказывают значительное влияние на формирование структуры при фазовых превращениях. Поэтому, создавая при пластической деформации повышенную плотность дефектов и определенное их распределение, можно в существенной мере воздействовать на структурообразование при термической обработке и целенаправленно изменять свойства.
1.2.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА И ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЙ
Анализ диаграмм состояний позволяет определить, каким видам термической обработки может быть подвергнут сплав, и наметить температурные интервалы ее проведения. Рассмотрим несколько примеров.
При неограниченной растворимости компонентов в твердом состоянии, например сплавы системы Си—Ni (рис. 1.2, а), любые сплавы этой системы не претерпевают при нагреве фазовых превращений, поэтому, кроме отжига первого рода, никакие другие виды термической обработки в них неосуществимы. Неограниченная растворимость компонента В в основном металле позволяет проводить химико-термическую обработку.
8
Рис. 1.2. Диаграммы состояний
В случае ограниченной растворимости компонентов в твердом состоянии (рис. 1.2, б) сплавы, состав которых соответствует участку AFдиаграммы, например сплавы системы А1—Си при малом содержании меди, могут быть подвергнуты лишь отжигу первого рода. Для сплавов, располагающихся правее точки F, характерно изменение растворимости компонента В в основном металле при повышении температуры. Их можно подвергать как отжигу второго рода, так и истинной закалке.
Нагрев сплава состава Q до температуры t\ приводит к образованию однородного a-твердого раствора. При последующем медленном охлаждении ниже линии DF выделяется p-фаза, т. е. реализуется отжиг второго рода. Если сплав быстро охладить, то можно сохранить высокотемпературное состояние при нормальных условиях. Возникнет пересыщенный твердый раствор, так как состав насыщенного твердого раствора соответствует точке F. Следовательно, в таких сплавах осуществима истинная закалка.
9
Закаленный сплав может быть подвергнут старению. Нагрев проводят до температур, лежащих ниже линии DF. При нагреве из пересыщенного твердого раствора выделяется избыточная р-фаза и сплав переходит в более равновесное состояние.
Нагрев сплавов, соответствующих по составу участку FN диаграммы, может обеспечить полное растворение p-фазы и получение однофазного состояния. Для сплавов, состав которых лежит правее точки N (соответствующей по концентрации точке D на диаграмме состояний), при нагреве часть p-фазы остается нерас-творенной. Если осуществить нагрев сплава состава С’2 до температуры Г), то возникнет твердый раствор, состав которого соответствует точке К. При медленном охлаждении (отжиг второго рода) происходит выделение p-фазы, а состав a-твердого раствора должен меняться в соответствии с линией DF диаграммы. При быстром охлаждении происходит закалка. Она фиксирует твердый раствор состава, соответствующего точке К, который при комнатной температуре является пересыщенным, и некоторое количество нерастворившейся при нагреве р-фазы.
Так как компонент В растворяется в основном металле, то на сплавах рассматриваемой системы можно осуществить химикотермическую обработку.
Сплавы системы с эвтектоидным превращением, например сплавы на основе железа (рис. 1.2, в), могут подвергаться различным видам термической обработки. Если сплавы этой системы нагреть до температур, обеспечивающих получение у-твердого раствора, то при последующем медленном охлаждении может быть реализован отжиг второго рода, а при быстром — закалка с полиморфным превращением. Возможно и проведение химико-термической обработки, но ее следует осуществлять при температурах, при которых основной компонент А находится в у-модификации, когда растворимость компонента В в А достаточно велика. Если компонент А существует в a-модификации, растворимость в нем компонента В мала и значительного насыщения поверхностных слоев изделий этим элементом при химико-термической обработке не происходит.
Необходимо учитывать, что линии диаграмм состояний, ограничивающие двухфазные области, соответствуют частицам фаз достаточно больших размеров, при которых межфазные границы имеют значительные радиусы кривизны и в предельном случае могут считаться плоскими. Мелкие частицы с малыми радиусами кривизны обладают повышенной растворимостью, что приводит к изменению условий равновесия. Зависимость равновесной концентрации
10
Рис. 1.3. Изменение растворимости компонента В в зависимости от радиуса частиц р-фазы (г„., > г, > г2 > гз)
твердого раствора от размера частиц второй фазы выражается уравнением
In Сг/Сю = IMc/RTpr, (1.1)
где Сг, Сю — концентрация твердого раствора, находящегося в равновесии с частицами радиуса г и частицами с "плоской" поверхностью соответственно; Т—температура; М— молекулярный вес; ст — поверхност-
ное натяжение; р — плотность; R— газовая постоянная.
Изменение условий растворимости в зависимости от степени дисперсности фаз приводит к смещению соответствующих линий диаграммы состояний. Так, при увеличении дисперсности частиц p-фазы кривая растворимости сдвигается в сторону больших концентраций компонента В (рис. 1.3).
Диаграммы состояний дают информацию о системах, находящихся в равновесных условиях. Используя диаграммы, можно при
различных температурах и для разных сплавов найти число фаз, определить химический состав фаз и их количественное соотношение. Но диаграммы состояний не позволяют судить о механизме превращений и их кинетике.
1.3.	ОСНОВНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СТАЛИ
Сталями называют сплавы железа с углеродом, содержащие менее 2,14% С, и, возможно, некоторые другие, специально вводимые так называемые легирующие элементы. Поэтому основой для изучения термической обработки сталей является диаграмма состояний железо-углерод (рис. 1.4). Напомним критические точки железа и сталей. Железо при атмосферном давлении существует в двух модификациях: а с решеткой ОЦК до температуры 911 °C и у с решеткой ГЦК в интервале 911... 1392 °C. При более высоких температурах железо вновь имеет решетку ОЦК (8-железо). Температуры равновесия Fea <-> Fey (911 °C) и Fe... о Fes (1392 °C) обозначаются как точки Ат, и Л4 соответственно.
II
Рис. 1.4. Диаграмма состояний Ге- С
Ь / 149У
1300
G
800
700
600
1539’
1500 6х
1400
О 1200
Я 1100
Я 1000
Е 911"
S 900
500	. ______________
0 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0 3.5 4.0 4.5 5.0
Fe Содержание С, % (по массе)
1392’
£2.14
С 4.30
Положение точек A3 и /14 в сталях зависит от содержания углерода, который образует в феррите и аустените твердые растворы внедрения. На диаграмме состояний Fe—С точкам Ат, соответствует линия GS, а точкам /14 — линия NI. При A3 заканчивается превращение феррита в аустенит при нагреве или начинается выделение феррита из аустенита при охлаждении. Аналогичный смысл имеет точка А4 по отношению к превращениям
аустенита в 8-феррит при нагреве и наоборот — при охлаждении. Температура трехфазного равновесия аустенит-феррит-карбид (727 °C) рассматривается как точка Л], которая не зависит от содержания углерода, и ей соответствует линия PSK на диаграмме состояний Fe—С. В случае медленного охлаждения стали при этой температуре протекает эвтектоидная реакция: аустенит состава точки S превращается в феррит состава точки Р и цементит — карбид железа РезС, имеющий орторомбическую решетку. Образующийся эвтектоид часто называют ферритно-карбидной структурой (ФКС). При медленном нагреве реакция идет в обратном направлении.
Температурный интервал между А1 и Aj называется межкритическим. С увеличением содержания углерода A3 постепенно снижается; при 0,8% С (в точке 5 диаграммы состояния Fe—С) она совпадает с А[. У заэвтектоидных сталей, лежащих правее точки У, имеется еще одна точка Аст, которая соответствует началу выделения цементита из аустенита при медленном охлаждении или окончанию растворения цементита в аустените при медленном нагреве. На диаграмме состояний Fe—С совокупности этих точек соответствует линия SE.
Точкой ^2 (770 °C) обозначают температуру перехода феррита из ферромагнитного состояния в парамагнитное при нагреве и в обратном направлении при охлаждении.
Вышеперечисленные критические точки, кроме А^, имеют разные значения при нагреве и охлаждении. Обозначения критиче
12
ских точек, определенных при нагреве, имеют дополнительный индекс с ( Ас[, Ас3 и т. д.), а при охлаждении — г (Art, Аг3 и т. д.).
Напомним, что фазовые превращения, протекающие в сплавах в твердом состоянии, по концентрационному признаку подразделяются на диффузионные и бездиффузионные. При диффузионном превращении образование новой фазы сопровождается определенным перераспределением компонентов, что требует диффузионного перемещения атомов на дальние расстояния.
При бездиффузионном превращении концентрационных изменений в сплавах не происходит, возникающие участки новой фазы не отличаются по составу от исходной фазы. В соответствии с этими представлениями фазовое превращение в однокомпонентной системе, например в чистом железе, всегда может рассматриваться как бездиффузионное. Таким же путем может происходить превращение высокотемпературной фазы у в низкотемпературную а и наоборот в сплавах системы, приведенной на рис. 1.2, в. Для любого сплава этой системы можно указать определенную температуру Tq, при которой свободные энергии высокотемпературной и низкотемпературной фаз равны между собой. Бездиффузионное превращение высокотемпературной фазы в низкотемпературную становится возможным лишь при переохлаждении ниже 7q. При нагреве выше То появляется возможность бездиффузионного превращения низкотемпературной фазы в высокотемпературную. Однако эта возможность далеко не всегда может быть реализована вследствие трудности подавления диффузионных процессов при высоких температурах.
В некоторых сплавах возможно протекание бездиффузионных превращений, связанных с образованием метастабильных фаз, не фигурирующих на диаграмме состояний.
В зависимости от характера перестройки кристаллической решетки различают нормальное и сдвиговое мартенситное превращения (Г. В. Курдюмов).
При нормальном (флуктуационном) механизме превращения смещение атомов на границе раздела фаз не является упорядоченным. В результате термической активации отдельные атомы или их небольшие группы "отрываются” от решетки исходной фазы и присоединяются к решетке новой фазы. Процесс требует значительной энергии активации и его скорость сильно зависит от температуры. Такой тип перестройки решетки может быть как при диффузионном, так и бездиффузионном превращении.
При сдвиговом мартенситном механизме превращения осуществляется упорядоченное кооперативное перемещение атомов на
13
расстояния, не превышающие межатомные. При этом обмена атомов местами не происходит: атомы, бывшие соседями в исходной решетке, остаются соседями и на границе растущего кристалла, а затем и в новой решетке. На межфазной границе возникает упругое сопряжение решеток (когерентность), что обуславливает воз можность перемещения границы с большой скоростью. Так как в процессе перестройки решетки атомы могут перемешаться только в определенных направлениях по отношению к своим соседям, то в результате такого перемещения происходит сдвиг. Ввиду того, что при образовании новой фазы нет обмена атомов местами, ее состав не отличается от состава исходной фазы, т. е. мартенситное превращение в сплавах является бездиффузионным.
При термической обработке сталей протекают следующие основные превращения.
Превращение ферритно-карбидной структуры в аустенит при нагреве выше Л[.
Превращение аустенита при охлаждении ниже в зависимости от температуры переохлаждения осуществляется по различным механизмам. Некоторое время ниже Я] аустенит может оставаться непревращенным, и тогда его называют переохлажденным аустенитом. При относительно небольших переохлаждениях ниже /I ( происходит диффузионное превращение переохлажденного аустенита в ферритно-карбидную структуру. Оно также называется перлитным превращением (независимо от характера образующейся структуры).
В случае больших переохлаждений ниже At, когда диффузионные процессы оказываются заторможенными, начиная с определенной температуры, обозначаемой как точка Мн, происходит бездиф-фузионное сдвиговое превращение переохлажденного аустенита в мартенсит. В углеродистых сталях под мартенситом понимают пересыщенный твердый раствор внедрения углерода в а-железе.
В температурной области, лежащей ниже интервала перлитного превращения, но выше Ми, протекает промежуточное или бей-нитное превращение. Оно носит черты как диффузионного, так и бездиффузионного сдвигового превращения.
Диффузионное и промежуточное превращения также называют распадом переохлажденного аустенита по типу первой и второй ступени соответственно.
Мартенсит является метастабильной фазой. При нагреве до температур, лежащих ниже At, он распадается с образованием ферритно карбидной структуры.
14
Глава 2
ЛЕГИРУЮЩИЕ ЭЛЕМЕНТЫ В СТАЛИ
Легирующими называют элементы, специально вводимые в сталь для получения требующихся структур и свойств. Основными легирующими элементами в сталях являются: алюминий, кремний, титан, ванадий, хром, марганец, кобальт, никель, ниобий, молибден, вольфрам (в порядке их расположения в периодической системе Д.И. Менделеева). Реже используют: бор, азот, серу, кальций, селен, теллур, цирконий, тантал, свинец и некоторые редко земельные металлы. Легирующие элементы в стали так или иначе взаимодействуют с железом, углеродом и между собой.
2.1.	ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ С ЖЕЛЕЗОМ И МЕЖДУ СОБОЙ
Легирующие элементы образуют с железом твердые растворы замещения, имеющие кристаллическую решетку растворителя, т. е. легированный феррит с ОЦК решеткой или легированный аустенит с ГЦК решеткой, а также множество различных фаз, обладающих собственной решеткой, отличной от решеток компонентов. Исключение составляют бор и азот, образующие, как и углерод, растворы внедрения*. Лишь некоторые элементы практически нерастворимы в железе (свинец, кальций).
При образовании твердых растворов замещения на основе железа неофаниченная растворимость наблюдается, если решетка растворяющегося элемента изоморфна таковой а- или y-Fe, атомные диаметры железа и легирующего элемента различаются не более чем на восемь процентов, оба элемента находятся в одной или близких группах периодической системы и в одном периоде.
Элементы внедрения, растворяясь в a-Fe, располагаются в октаэдрических порах (на середине ребер и в центрах граней элемен
*Предполагается, что бор в a-Fe образует раствор замещения, а в y-Fe — внедрения.
15
тарных ячеек), меньших, чем тетраэдрические, но при этом смещаются только два атома железа вдоль ребра куба, т. е. в направлении с малой плотностью упаковки атомов. Внедрение растворяющихся атомов в большие тетраэдрические поры привело бы к смещению четырех атомов железа в направлениях плотнейшей упаковки и к большему возрастанию энергии искажений.
При образовании раствора внедрения решетка растворителя сильно деформируется, поэтому далеко не все поры могут быть заняты атомами растворяющегося элемента. При достижении предельной растворимости углерода в а-Ге один атом его приходится на 600 элементарных ячеек, а при растворении в y-Fe — один атом на три ячейки.
Химические свойства элементов определяют их избирательное соседство в твердом растворе. В зависимости от соотношения энергий связи разнородных и одинаковых атомов может устанавливаться статистически равномерное их распределение, ближний порядок или будут возникать сегрегации одинаковых атомов.
Легирующие элементы и примеси неравномерно распределяются по объему зерен твердого раствора. Границы зерен имеют иное строение, чем внутренние их объемы. В результате одни элементы, называемые горофильными, концентрируются преимущественно на границах зерен, а другие —горофобные—скапливаются внутри зерен. В разных сплавах один и тот же элемент может быть как горофильным, так и горофобным.
Легирующие элементы, растворяясь в железе, влияют на температуру его полиморфных превращений, т. е. на точки Л3 и Л4. По характеру влияния их можно разделить на две группы.
К первой группе относят элементы, расширяющие у-область, т. е. снижающие точку и повышающие точку /14: марганец, никель, кобальт, медь, азот. Марганец, никель и кобальт неограниченно растворяются в у-железе и образуют открытую у-область на диаграммах состояний (рис. 2.1). В системе железо-кобальт при увеличении содержания последнего до 45% точка Ау слабо повышается и лишь при больших содержаниях кобальта она резко снижается.
Азот и медь, так же как и углерод, ограниченно растворимы в у-железе. В таких случаях область существования гомогенного аустенита ограничивается гетерогенной областью вследствие образования той или иной новой фазы.
Ко второй группе относят элементы, суживающие у-область, т. е. повышающие точку Л3 и снижающие точку А4. Все эти эле-
16
Рис. 2.1. Диаграммы состояний сплавов железа с элементами, неограниченно растворимыми в y-Fe и образующими открытую у-область
17
Fe	Cr, % (ат.)	Сг
1905" Рис. 2.2. Диаграммы состояний сплавов железа с элементами, выклинивающими у-область и образующими неограниченные растворы с a-Fe (закрытая у-область)
менты—алюминий, кремний, хром, молибден, вольфрам, ванадий, ниобий, титан и другие—полностью замыкают у-область. Из них только хром и ванадий неограниченно растворимы в a-железе (рис. 2.2), причем хром сначала снижает точку Л3 (до содержания около 8%), а затем быстро повышает ее.
В сплавах с остальными такими элементами замкнутая у-область соседствует с ограниченной гомогенной a-областью. Исключение составляют ниобий, ре-
ний, которые в сплавах с железом образуют суженную у-область, ограниченную областью гетерогенных структур.
Многие легирующие элементы при значительном содержании в стали образуют с железом различные интерметаллические соединения, обладающие решетками, отличными от решеток компонентов. Если в стали содержится несколько легирующих элементов, то возможно образование интерметаллических соединений между ними. Кристаллическая структура (тип решетки) интерметаллидов
определяется соотношением размеров атомов компонентов, их координационными числами и электронной концентрацией. Важное значение имеет принцип максимальной плотности: из заданных компонентов образуются фазы, имеющие наименьший атомный или молекулярный объем.
Интерметаллиды обладают различными свойствами, но всем им присуща высокая прочность. Многие интерметаллиды хрупки.
18
Свойства высоколегированных сталей в значительной степени определяются интерметаллидами, которые можно подразделить на следующие группы: электронные соединения, топологически плот-ноупакованные фазы, геометрически плотноупакованные фазы.
Электронные соединения, или фазы Юм-Розери. Электронные соединения не имею! строго определенного состава. На диаграммах состояний им соответствуют более или менее широкие области гомогенности. Их атомно-кристаллическая структура определяется средним числом валентных электронов на атом или электронной концентрацией. Концентрациям валентных электронов 21/14, 21/13 и 21/12 соответствуют определенные типы кристаллических структур. Приведенные значения следует рассматривать как идеальные. Фактически характерным структурам соответствуют некоторые интервалы электронной концентрации, которые иногда могут перекрываться для решеток разного типа. Образование фаз Юм-Розери с определенной электронной концентрацией обусловлено заполнением зон Бриллюэна при увеличении содержания компонента с большей валентностью. При полном заполнении первой зоны Бриллюэна исходная решетка становится неустойчивой и при дальнейшем изменении состава сплава возникает новая фаза с более высокой предельной электронной кон центрацией. Строго говоря, исходная фаза теряет устойчивость несколько раньше, чем завершается заполнение первой зоны.
Электронные соединения, встречающиеся в сталях, например FeAl, NiAl и др., отличаются хрупкостью, имеют высокую прочность при нормальных и повышенных температурах. Однотипные электронные соединения часто образуют твердые растворы между собой с широкой областью гомогенности.
Топологически плотноупакованные фазы. Атомно-кристаллическое строение большой группы фаз металлических сплавов характеризуется наличием отчетливо выраженных слоев с плотной упаковкой. Такие фазы получили название топологически плотноупакован-ных. В высоколегированных сталях и сплавах к ним относятся <у-и ц-фазы, а также фазы Лавеса.
Сигма-фазы переменного состава образуются в сплавах железа с ванадием, хромом и молибденом и в системах Сг—Мп, Сг—Со, Со—V и других. Атомные диаметры элементов, образующих а-фа-зы, различаются не более чем на 8...12%. Считается, что определенную роль в образовании сг-фаз играет электронная концентрация и положение элементов в периодической системе. Кристалличе
19
ская решетка ст-фаз — слоистая тетрагональная или сложная ромбоэдрическая.
В сплавах железа средний химический состав ст-фаз близок к эквиатомному (Fe—Cr, Fe—V, Fe—Мо), а в многокомпонентных системах может быть сложным, например (Cr,Mo)x(Ni,Co)y, где х и у могут принимать значения от единицы до семи. Высокая хрупкость ст-фаз вызывает резкое падение вязкости сплавов, поэтому их составы и режимы обработки подбирают таким образом, чтобы свести к минимуму или исключить вероятность появления этой вредной фазы.
Фазы Лавеса с общей формулой АВ2 составляют самую многочисленную группу интерметаллических соединений. Они имеют сложные решетки: кубическую типа MgCii2 или гексагональную типа MgZn2 или MgNi2. Атомно-кристаллическая структура фаз Лавеса обладает высокой симметрией, характеризуется большими значениями координационного числа и высокой плотностью упаковки.
Области гомогенности фаз Лавеса невелики. Их компонентами могут быть почти все металлы. Возможность образования таких фаз определяется прежде всего размерным фактором. Из модели жестких плотноупакованных шаров вытекает идеальное соотношение атомных диаметров dA/dB = 1,225. В действительности атомы, образуя кристаллическую решетку, деформируются, в результате чего реальное соотношение dA/dB — 1,05...1,68. Не менее важное значение имеет электронная концентрация (точнее, число электронов на элементарную ячейку), определяющая, какая из возможных структур образуется в данном случае. В высоколегированных сталях встречаются фазы: Fe2Al, Fe2Mo, Fe2W, Co2Ti, Ni2Ta, (Fe,Si)2Mo, Fe2(Ni,Nb) и др. Появление фаз Лавеса нередко вызывает охрупчивание сплавов при нормальной температуре. С повышением температуры охрупчивающее влияние фаз Лавеса уменьшается и они используются для упрочнения ряда жаропрочных сталей.
Геометрически плотноупакованные фазы. В высоконикелевых сталях и сплавах образуются соединения типа А3Вс ГЦК (у'), ОЦТ (у") или ГП (ц) решетками. Конкретные составы основных фаз определяются формулой: А3 В, где А — Fe, Со, Ni, а В — Al, Ti, Nb, например, Ni2Al, РезМЬ. Однотипные решетки у'-фазы и у-матри-цы могут быть когерентны.
В многокомпонентных сталях у-фаза может иметь сложный состав, например (Ni,Co)3(Al,Ti). Подобные фазы следует рассматривать как результат растворения легирующих элементов
20
в соединении Ni3Al. В интерметаллиде Ni3AI могут растворяться и другие элементы, например Fe, Cr, Mo, W, V, Nb. Метастабиль-ная у'-фаза, богатая титаном, может превращаться в стабильную ц-фазу Ni3Ti с ГП решеткой.
Интерметаллиды у' — Ni3Al, Ni3Ti обладают уникальными свойствами: их прочность возрастает с повышением температуры, достигая максимума около 800 °C, что используется при создании сталей и сплавов, предназначенных для работы при высоких температурах.
2.2.	ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ С УГЛЕРОДОМ
По отношению к углероду легирующие элементы делятся на две группы: некарбидообразующие и карбидообразующие. Алюминий, кремний, кобальт, никель, медь и свинец не образуют карбидов в стали*. Карбидные фазы возникают при взаимодействии углерода со многими металлами IV— VIII групп периодической системы Д. И.Менделеева. К числу карбидообразуюших элементов относятся (в порядке их расположения в периодической системе): титан, ванадий, хром, марганец, цирконий, ниобий, молибден, гафний, тантал, вольфрам. Многие карбиды являются фазами внедрения, в которых атомы улерода внедрены в металлическую решетку иного типа, чем решетка чистого металла. Чаще всего это решетки ГЦК, ГП, ОЦК и Г. Атомы углерода располагаются в октаэдрических или тетраэдрических порах решетки, поэтому фазы внедрения, исходя из геометрических факторов, образуются при соотношении атомных радиусов компонентов RHeM/RMer = 0,41...0,59. При отношении Лтем/^мет > 0,59 фазы внедрения не образуются, а возникают карбиды со сложной атомно-кристаллической структурой (карбиды железа, марганца, хрома).
Стойкость карбидов, характеризуемая температурой их диссоциации, определяется прочностью межатомных связей, зависящей от строения электронных оболочек металлических атомов. Для металлов с недостроенной ^-оболочкой характерна гибридизация d-и 5-электронов. При внедрении в металлическую решетку атомов углерода возможен переход их внешних электронов 2s—2р на не
*Условия существования карбидов в свободном состоянии в сталях или сплавах существенно различны, поэтому некоторые элементы образуют свободные карбиды, не встречающиеся в сталях. Например, известен карбид кремния SiC (карборунд), не существующий в сталях.
21
завершенные гибридизированные оболочки 3d—4s (для титана, ванадия, хрома), 5d—6s (для тантала, вольфрама) и 4с/—5s (для циркония, ниобия, молибдена). В пределах каждого периода прочность связи в карбидах тем выше, чем менее достроена с/-оболочка. В целом элементы располагаются в следующий ряд по возрастанию стойкости карбидов: Fe—Мп—Cr— Mo—W—V— Nb—Та—Ti—Zr.
Стойкость карбидов изменяется при изменении их состава вследствие взаимного растворения друг в друге или растворения в них тех или иных элементов. Стойкость повышается, если в карбиде растворен металл, образующий более устойчивые карбиды.
Хром, молибден и вольфрам — элементы, обладающие средней карбидообразующей способностью, при небольших концентрациях растворяются в цементите, замещая атомы железа. В этом случае он называется легированным цементитом и обозначается (FeM)3C или Л/3С. Концентрация карбидообразующих элементов в легированном цементите выше, чем в аустените. Элементы, не образующие карбидов, находятся преимущественно в аустените, а концентрация их в легированном цементите ниже среднего содержания в стали.
При достаточно высоких концентрациях в стали хрома, молибдена и вольфрама образуются специальные карбиды, имеющие отличную от цементита решетку. В специальных карбидах растворяются атомы железа и других легирующих элементов. В формуле специального карбида сумма металлических элементов может быть заменена символом М. Так, например, формулу хромистого карбида (Cr,Fe)7C3 записывают Л/7С3
Сильные карбидообразующие элементы — ванадий, ниобий, титан и цирконий — в цементите практически не растворяются и уже при малых содержаниях в стали образуют собственные специальные карбиды.
Карбиды элементов четвертой и пятой групп периодической системы. Элементы четвертой группы образуют карбиды TiC, ZrC, а пятой — VC, NbC, ТаС. Эти карбиды имеют простую ГЦК решетку типа NaCl. Углерод располагается в октаэдрических порах. Так как часть пор не занята атомами углерода, то, строго говоря, общая формула карбидов названных элементов не МС, а МСХ, где х < 1. Например, известны карбиды V4C3, Nb4C3, что эквивалентно соотношению MCq 75
Карбиды ряда элементов неограниченно растворимы друг в друге при близких параметрах их решеток. Например, неограни
22
ченно растворимы TiC—VC, TiC—NbC. Ограниченная растворимость наблюдается в системе VC—ZrC и других.
Карбиды элементов шестой группы. Элементы шестой группы образуют карбиды: СГ7С3, Сг23С6, МоС, Мо2С, WC, W2C. Карбид СГ7С3 имеет сложную гексагональную, а Сг23Сб — сложную ГЦК решетку. Карбиды МоС и WC имеют гексагональную, Мо2С и W2C — ГП решетку. В названных карбидах, образующихся в сталях, всегда растворено то или иное количество железа и других элементов.
В сложнолегированных сталях с высоким содержанием молибдена и вольфрама может образовываться карбид М^С, имеющий сложную кубическую структуру. Его формула меняется от Fe2Mo4C до Fe4Mo2C и от Fe2W4C до Fe4W2C, причем атомы металлов могут замещаться различными легирующими элементами. Следует отметить, что если карбид Л/23Сб в процессе термической обработки обогащается молибденом и вольфрамом сверх определенного предела, то происходит превращение Л/23С^ -> Л/6С.
Карбиды элементов седьмой и восьмой групп. Марганец (седьмая группа) и железо (восьмая группа) образуют карбиды Мп3С и ЕезС, имеющие одинаковую орторомбическую решетку. Оба эти карбида неограниченно растворимы друг в друге. Считается, что в сталях собственный карбид марганца не образуется, а существует сложное соединение (Fe, Мп)зС.
2.3.	ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА КРИТИЧЕСКИЕ ТОЧКИ СТАЛИ
Точка Л3 при легировании сталей изменяется качественно так же, как и при легировании железа (см. раздел 2.1). Исключение составляет хром, повышающий Aj уже при небольших концентрациях.
Если углеродистую сталь можно рассматривать как двойную систему Fe—С, то легированная сталь, содержащая элемент М, представляет собой тройную систему Fe—С—М, в которой образование аустенита из перлита происходит не при постоянной температуре, а в интервале температур. Иначе говоря, линия PSK на диаграмме железо—углерод на вертикальном разрезе тройной системы Fe—С—Мпревращается в интервал температур. Ширина этого интервала зависит от природы легирующего элемента и содержания его в стали. В технической литературе часто пренебрегают существованием эвтектоидного интервала и указывают единственную температуру, называемую точкой АЛегирующие элементы, рас-
23
Рис. 2.3. Влияние легирующих элементов на положение точки {а) и содержание углерода в эвтектоиде (б)
ширяющие у-область, снижают А\, а элементы, суживающие у-область, повышают ее (рис. 2.3).
Влияние элементов на точку Лс] обусловлено их действием на температуру а -»у-превращения и температуру диссоциации карбидов. Элементы, понижающие интервал а-уу-превращения и снижающие температуру диссоциации карбидов, должны снижать и точку Ас^. Поэтому марганец и никель снижают Ау, а кремний и алюми-
ний, выклинивающие у-область, повышают ее.
Карбидообразующие элементы, увеличивающие прочность межатомной связи в карбидах, повышающие температуру их диссоциации и суживающие у-область, повышают температуру Ас[ Это относится и к хрому, который при содержании до 8 % снижает интервал а -у у-превращения (см. рис. 2.2), но вследствие затруднения диссоциации карбидов точка Ас\ все же повышается и при содержании хрома более 12 %, т. е. когда температура а-уу-пре-вращения оказывается выше 911 °C, это повышение становится более интенсивным (см. рис. 2.3).
Температуры Ас{ и Лс3 многих конструкционных сталей можно рассчитать по эмпирическим формулам, полученным с учетом нелинейности и неаддитивности влияния элементов на критические точки (Б.Б.Винокур, В.А.Пилющенко, О.Г.Касаткин):
Лсь °C = 723 - 7,08 Мп + 37,7Si + 18,1 Сг + 44,2Мо - 8,95Ni + + 50,1V + 21,7Al + 3,18W + 297S - 830N - 11,50 Si - L4,0Mn- Si -- 3,lCr-Si- 57,90 Mo - 15,5Mn-Mo - 5,280 Ni-6,0 Mn-Ni + + 6,77Si-Ni - 0,8Cr-Ni - 27,40V + 30,8Mo-V - 0,84Cr2 -- 3,46Mo2 - 0,46Ni2 - 28,0V2;
24
Ас3, С = 911 - 370С - 27,4Мп + 27,3Si - 6,35Сг - 32,7Ni + + 95,2V + 70,2Ti + 72,0А1 + 64,5Nb + 5,57W + 332S + 276P - 485N -- 900В + 16,20 Мп + 32,30 Si + 15,4OCr + 48,00 Ni + + 4,8Mn • Ni + 4,32Si • Cr - 17,3 Si • Mo - 18,6Si • Ni + 40,5Mo • V + + 174C2 + 2,46Mn2 - 6,86 Si2 + 0,322Cr2 + 9,9Mo2 + l,24Ni2 - 60,2V2.
Эти формулы справедливы для сталей, содержащих (вес. %):
С < 0,83; Мп < 2,0; Si < 1,0; Сг < 2,0; Мо < 1,0; Ni < 3,0; V < 0,5; W С 1,0; Ti < 0,15; Al С 0,2; Nb С 0,2; S < 0,04; Р 0,04; N < 0,025; В < 0,01.
2.4.	ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА РАВНОВЕСНЫЕ СОСТАВЫ ФАЗ В СТАЛЯХ
Все легирующие элементы, растворенные в аустените, уменьшают содержание углерода в эвтектоиде (рис. 2.3). Кроме того, они снижают предельную растворимость углерода в аустените. При достаточном легировании доэвтектоидная сталь может стать эвтектоидной и даже заэвтектоидной.
Равновесные составы фаз при заданной температуре можно определить, пользуясь диаграммой состояний. Легированные стали чаще всего являются многокомпонентными системами, для которых не существует диаграмм состояний. В настоящее время разработана теория тройных и четверных систем, но практически применяются лишь диаграммы состояний тройных сплавов. Даже для систем железо—углерод—легирующий элемент часто отсутствуют полные диаграммы состояний. Вместе с тем простое построение схематических горизонтальных разрезов систем Fe—С—М в области невысоких концентраций легирующего элемента позволяет получить весьма полезные сведения для практики термической обработки и легирования Fe—С сплавов. Изотермические разрезы систем Fe—С—М позволяют не только определить фазовый состав сплава при данной температуре, но и решить задачу о направлении изменения состава фаз при изменении состава сплава.
Обычно при построении диаграмм состояний тройных систем и их изотермических разрезов используют равносторонний концентрационный треугольник, но в тех случаях, когда содержание легирующего элемента относительно невелико, применяют и прямоугольную систему координат.
Ниже рассмотрены изотермические разрезы систем Fe—С—М, в которых легирующий элемент обладает различными свойствами.
25
Легирующий элемент расширяет у-область, не образует собственных карбидов и не растворяется в повышенных количествах в цементите. К таким элементам относится никель. Построение горизонтальных разрезов значительно облегчается, если воспользоваться разверткой на плоскость двойных систем Fe—С и Fe—М (рис. 2.4). Элементы, не образющие карбидов, при двухфазном равновесии феррита или аустенита с карбидами преимущественно концентрируются в твердом растворе, поэтому в областях « + К и у + К коноды должны быть наклонены в направлении от твердого раствора к карбидной области. Элементы, расширяющие у-область, понижают эвтектоидный интервал температур, поэтому тройная область а + у + К в рассматриваемой системе может появиться лишь на разрезах, соответствующих температурам ниже 727 °C. Наконец, следует иметь в виду, что легирующие элементы уменьшают растворимость углерода в аустените и содержание его в эвтектоиде.
Наиболее простой разрез получается при температуре /[ , лежащей несколько выше 911 °C (рис. 2.5, а). Единственная двухфазная область у + К с левой стороны ограничена кривой 1—Г, наклон которой отражает уменьшение растворимости углерода в аустените с увеличением содержания легирующего элемента.
Рис. 2.4. Развертка на плоскость двойных систем Fe—С и Fe— М. Металл М расширяет у-область и не образует собственных карбидов
26
Рис. 2.5. Схематические горизонтальные разрезы системы, изображенной на рис. 2.4, при температурах t\ (а), (б? и /3 (в). Нумерация точек соответствует рис. 2.4
27
Рис. 2.6. Схематический горизонтальный разрез системы Fe—С— М для случая, когда легирующий элемент расширяет у-область и в повышенных количествах растворяется в цементите. Разрез соответствует температуре /3 на рис. 2.4
При температурах ниже 911, но выше 727 °C (например, на рис. 2.4) плоскость горизонтального разреза пересекает вторую двухфазную область а+у (рис. 2.5, 6). Отрезки 4— 5и 6— /являются конодами двойных систем Fe—М и Fe—С соответственно, что и предопределяет расположение остальных конод в области а + у на разрезе тройной системы. С понижением температуры разреза точки 7 и 8, лежащие на линиях GS и SE системы Fe—С, сближаются и область у суживается.
Несколько ниже 727 °C (/3 на рис. 2.4) секущая плоскость пересекает эвтектоидный интервал и на разрезе появляется трехфазная область а + у + К, ограниченная конодным треугольником (рис. 2.5, в). При понижении температуры разреза конодный треугольник расширяется и смещается вверх по оси концентрации легирующего элемента.
Чередование фазовых областей на разрезе определяется законом о соприкасающихся пространствах состояний, согласно которому в трехкомпонентной системе общую поверхность соприкосновения могут иметь лишь области, отличающиеся одна от другой на одну фазу. Следовательно, области у + К и а + Кие могут иметь общей границы, а между ними должна располагаться область а + у + К, т. е. эвтектоидный интервал. Не могут соприкасаться по линии на разрезе и области а + у и у + К. Они также должны быть разделены областью трехфазного равновесия.
Легирующий элемент расширяет у-область, не образует собственных карбидов, но растворяется в цементите в значительных количествах. Элементом такого типа является марганец. Карбидообразующая способность элемента не отражается на диаграмме состояний Fe—М, поэтому развертка на плоскость двойных диа-
28
<---М, % Fe
Рис. 2.7. Развертка систем Fe—С и Fe— М. Легирующий элемент М выклинивает у-область
грамм рассматриваемой тройной системы выглядит так же, как приведенная на рис. 2.4.
Изменения схематических разрезов по сравнению с предыдущим случаем заключается лишь в том, что наклон конод в областях а + К и у + К меняется на противоположный, что обусловлено более высоким содержанием элемента в карбиде, чем в а- или у-твердых растворах. В связи с этим на рис. 2.6 приводится наиболее сложный разрез для температуры несколько ниже 727 °C (Z3 на рис. 2.4).
Легирующий элемент выклинивает у-область, не образует карбидов в стали и незначительно растворяется в цементите. Указанными свойствами обладают кремний и алюминий. Эти элементы при содержании их более пяти-шести процентов образуют ряд соединений с железом, но в конструкционные стали обычно вводят не более одного процента алюминия и двух-трех процентов кремния, поэтому на развертке двойных систем рассматриваемого типа (рис. 2.7) и на изотермических разрезах (рис. 2.8) возможность образования соединений не учитывается.
Элементы, выклинивающие у-область, повышают температурный интервал трехфазного равновесия а + у + К, поэтому в рассматриваемой системе эвтектоидная область будет встречаться на
29
Рис. 2.8. Схематические горизонтальные разрезы системы Fe—С—Л/, развертка которой приведена на рис. 2.7, при температурах (а), ?2 (6) и /3 (в). Нумерация точек соответствует рис.2.7
30
разрезах, располагающихся выше 727 °C, в том числе это возможно и при температуре ц несколько выше 911 °C (рис. 2.8, а). Как и в ранее рассмотренных системах, легирующий элемент уменьшает содержание углерода в а- и у-твердых растворах, находящихся в равновесии с карбидами, поэтому границы областей а + К и у + К наклоняются влево по мере повышения % М.
Область а + у в этой системе расположена иначе, чем в сплавах с элементом, расширяющим у-область. Наклон границ двухфазной области а + у обусловлен тем, что чем больше концентрация в сплаве углерода, расширяющего у-область, тем выше может быть содержание ферритообразующего элемента при сохранении аустенитной или аустенитно-ферритной структуры при заданной температуре. Наклон конод в области а + у отображает то обстоятельство, что концентрация углерода в феррите всегда должна быть ниже, чем в сосуществующем с ним аустените.
При 911 °C сохраняются все фазовые области, существующие на рассмотренном выше разрезе. Отличие заключается в том, что границы области а + у, сближаясь в системе Fe—М при понижении температуры, при 911 °C сливаются в точку и в тройной системе исходят из начала координат. Область существования аустенита суживается, а конодный треугольник, ограничивающий эвтектоидный интервал, опускается. При понижении температуры от 911 до 727 °C происходит суживание у-области и суживание и опускание эвтектоидного конодного треугольника, в результате чего при 727 °C у-область вырождается в точку, а эвтектоидный треугольник — в линию. Горизонтальный разрез, соответствующий приблизительно средней для интервала 911 ...727 °C температуре /2, приведен на рис. 2.8, б.
Ниже 727 °C (например, при г3 , рис. 2.7) на разрезе остаются области а, а + К и К (рис. 2.8, в). При дальнейшем понижении температуры происходит лишь суживание a-области вследствие уменьшения растворимости углерода в феррите.
Легирующий элемент выклинивает у-область и образует собственный карбид, отличный от цементита. В сплавах железа с карбидообразующими элементами (за исключением хрома) область а + у имеет серповидную форму, поэтому разверткой двойных диаграмм, приведенной на рис. 2.7, можно пользоваться и в данном случае. Более сложная форма областей у и у + а в сплавах железа с хромом (см. рис. 2.2) приводит к появлению существенных отличий в конфигурации этих областей на разрезах тройной сис-
31
4 5
Рис. 2.9. Схематический горизонтальный разрез системы Fe—С—М при ?| на рис. 2.7. Легирующий элемент М выклинивает у-область и образует специальный карбид К2. Нумерация точек соответствует температуре на рис. 2.7
Рис. 2.10.Схематический горизонтальный разрез системы
Fe—С—М ниже 727°С. Элемент М выклинивает у-область и образует собственный карбид К2. Числа на горизонтальной оси соответствуют обозначениям на рис. 2.7 при температуре /3
Рис. 2.11. Развертка тройной системы Fe—Сг—С
32
темы Fe—С—Сг, сделанных в интервале от 911 до 820 °C, и разрезы этой системы будут рассмотрены отдельно.
Пусть легирующий элемент замещает значительную часть железа в карбиде К1 цементитного типа и образует единственный специальный карбид К2. При двухфазном равновесии а + KI, а + К2, у + К1 и у + К2 содержание легирующего элемента в карбидах оказывается выше, чем в твердом растворе, поэтому коноды в этих областях должны быть наклонены в ту же сторону, что и на рис. 2.6. С увеличением содержания элемента в сплаве сначала происходит изменение состава цементитного карбида К1, а затем появляется специальный карбид К2. В соответствии с законом о соприкасающихся пространствах состояний области у + К1 и у + К2 не могут иметь общую поверхность в тройной системе и должны быть разделены областью равновесия трех фаз у + KI + К2. Так как карбидообразующие элементы смещают эвтектоидный интервал вверх по температурной шкале, то выше 727 °C, а при достаточной концентрации элемента и выше 9И °C, например, при /ь на горизонтальных разрезах будет два конодных треугольника, один из которых соответствует равновесию аустенита с двумя карбидами, а другой — эвтектоидному интервалу (рис. 2.9). Высоколегированные сплавы в зависимости от содержания углерода состоят из феррита или из феррита и специальных карбидов К2.
Разрезы при температурах между 911 и 727 °C отличаются тем, что область а + у граничит не с вертикальной, как на рис. 2.9, а с горизонтальной осью; области, содержащие аустенит, суживаются, а конодные треугольники смещаются вниз.
Ниже 727 °C аустенит в рассматриваемой системе не существует и на разрезе исчезают области у, у + а, у + KI + К2 и у + К2, сохраняются лишь области феррита, карбидов и их совместного существования (рис. 2.10).
В системе Fe—Сг—С области у и а + у имеют своеобразную форму (рис. 2.2 и 2.11) , что вызывает усложнение конфигурации горизонтального разреза при температурах между 911 и 820 °C: область а + у распадается на две подобласти (рис. 2.12). С понижением температуры и приближением ее к 820 °C (температура низа петли у-области) точки 7 и 2 на рис. 2.12 опускаются, а точки 3 и 4 поднимаются и при 820 °C они сливаются, соединяя верхнюю и нижнюю подобласти двухфазного равновесия а + у. Ниже 820 °C область а + у принимает обычную конфигурацию.
Существование в системе Fe—С—Сг трех карбидов — цементитного и двух специальных и ст-фазы Fe—Сг также приводит к ус-
33
Рис. 2.12. Возможная схема изотермического разреза системы Fe—Сг—С при температуре между 911 и 820”С. Нумерация точек соответствует рис.2.11: К1 — цементитный карбид Л/3С;
К2 - MyCj. КЗ - Л/23С6
Рис. 2.13. Разрез системы Fe—Сг—С при температуре ниже 727°С
ложнению изотермических разрезов. Хром входит в состав карбида цементитного типа, замещая в нем часть железа, и образует специальные карбиды (Cr,Fe)7C3 и (Сг,Ре)2зС(,. Область высокохро-мистых сплавов, в которых появляется о-фаза, на разрезах, изображенных на рис. 2.12 и 2.13, не приведена.
Выше 727 °C существует три тройных области: эвтектоидный интервал и две области равновесия аустенита с карбидами разных типов (см. рис. 2.12). Ниже 727 °C исчезает аустенит и разрез приобретает вид, показанный на рис. 2.13.
Влияние состава стали на равновесные концентрации фаз. При термической обработке легированных сталей температуры нагрева нередко выбираются в пределах областей двухфазного равновесия. Так, например, заэвтектоидные стали для отжига и закалки нагре вают до температур аустенитно-карбидной области. Доэвтектоид-ные стали в некоторых случаях нагревают до межкритических температур, при которых сосуществуют а- и у-фазы. В таких случаях между фазами происходит перераспределение углерода и легирующих элементов, приближающее составы фаз к равновесным значениям.
34
Рис. 2.14. Изменение химического состава аустенита в зависимости от содержания углерода и легирующего элемента в сплаве. Элемент не образует специальных карбидов и расширяет у-область (пояснения в тексте)
Схематические горизонтальные разрезы тройных систем позволяют качественно оценить изменение концентрации углерода и легирующего элемента в сосуществующих фазах при изменении химического состава сплава. Наибольший интерес представляет изменение химического состава аустенита, так как из него при охлаждении формируется та или иная структура, определяющая свойства стали.
Пусть сталь легирована элементом, расширяющим у-область и не образующим собственных карбидов. Точка 7 на рис. 2.14 соответствует исходному составу стали. Движение фигуративной точки вдоль направления 1—2 означает увеличение содержания углерода в стали, а вдоль 1—3 — повышение содержания легирующего элемента. Нетрудно видеть, что в обоих случаях содержание углерода в аустените уменьшается, а легирующего элемента возрастает. Если исходный состав стали выбрать в области а + у (точка 4 на рис. 2.14), то при повышении содержания углерода в стали возрастает его концентрация в обоих твердых растворах при одновременном снижении содержания легирующего элемента (сравните составы фаз, соответствующих сплавам, описываемым точками 4 и 5). Если же увеличивать содержание легирующего элемента в стали (точка 6), то это вызовет повышение его концентрации в феррите и аустените и в то же время снижение содержания углерода в обеих фазах.
Анализируя подобным образом разрез системы Fe—С—М с карбидообразующим элементом, суживающим у-область, приведенный на рис. 2.9, можно установить, что повышение содержания углерода в сплаве в пределах любой аустенито-карбидной области повышает его концентрацию в аустените и в то же время снижает в нем содержание легирующего элемента. Если увеличивать в стали содержание легирующего элемента, то концентрация его
35
в аустените возрастет, а концентрация углерода снизится. Повышение содержания углерода или легирующего элемента в стали в пределах области а + у в обоих случаях вызывает увеличение их концентрации как в аустените, так и в феррите. Сделанные выше заключения о направлении изменения состава фаз при изменении состава стали можно наглядно представить в табличной форме (таблицы 2.1 и 2.2). Символами "С" и "М" обозначены соответственно углерод и легирующий элемент; Суд — состав аустенита, находящегося в равновесии с карбидами; Сад — состав феррита, сосуществующего с карбидами, и т. д. Знак плюс соответствует возрастанию, а минус — убыванию концентрации данного элемента в рассматриваемой фазе при увеличении содержания того же элемента в стали.
Пример пользования таблицами (выделенные клетки в табл. 2.1): при увеличении содержания углерода в стали, легированной эле-
Таблица 2.1
Изменение химического состава аустенита и феррита, находящихся в равновесии с карбидами, при изменении состава стали
Тип элемента		Не образующий карбидов				Карбидообразующие			
Увеличение содержания в сплаве г	Изменение состава фазы	СуА		Са/к				Са/к	
		С	м	С	м	С	м	С	м
с		—	+	—	+	+	—	+	—
м		—	+	—	+	—	+	—	+
Таблица 2.2
Изменение химического состава аустенита и феррита, находящихся в равновесии, при изменении состава сплава
Тип элемента		Расширяет у-область				Суживает у-область			
Увеличение содержания в сплаве 4-	Изменение состава фазы	Су/а		Са/у		Су/и		Gi/t	
		С	м	С	м	С	м	с	м
с		+	-	+	-	+	+	+	+
м		—	+	—	+	+	+	+	+
36
ментом, не образующим карбидов, его концентрация в аустените, находящемся в равновесии с карбидами, снижается, а легирующего элемента — возрастает.
Распределение легирующего элемента и углерода между у- или a-твердым раствором и карбидами определяется тем, является ли элемент карбидообразующим или нет, и не зависит от того, расширяет или суживает элемент область существования аустенита. С другой стороны, распределение элементов между ферритом и аустенитом определяется характером влияния элемента на ширину у-области и не зависит от его карбидообразующей способности.
2.5.	ДИФФУЗИЯ В ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ
Диффузия углерода и легирующих элементов играет важную роль в процессах фазовых превращений и структурных изменений, происходящих в сталях при термической и химико-термической обработках. О степени развития диффузионных процессов можно судить по коэффициенту диффузии D, зависящему от абсолютной температуры Т и энергии активации диффузии Q:
D= DoexP(-Q/RT)	(2.1)
Предэкспоненциальный множитель Dq не зависит от температуры и характеризует коэффициент диффузии при очень высоких температурах. Энергию активации также можно считать независящей от температуры.
Самодиффузия железа. Коэффициент самодиффузии железа в а-и у-состояниях существенно различен. При 910 °C Дх-реД\-Ре > 200. Возможно, что основная причина этого заключается в меньшей плотности упаковки атомов железа в ОЦК решетке, чем в ГЦК.
Результаты исследования самодиффузии железа существенно расходятся по данным различных авторов, что, возможно, обусловлено значительным влиянием примесей на параметры самодиффузии. Для а- и у-железа соответственно можно принять Dq = 2 см2/с, Qa = = 251 кДж/г-моль и Dy0 = 0,18 см2/с, a Q7 = 270 кДж/г-моль.
Углерод, растворяясь в железе, увеличивает Dq и уменьшает Q. Влияние последнего фактора оказывается сильнее (см. уравнение 2.1), вследствие чего с повышением содержания углерода коэффициент самодиффузии железа возрастает. Особенно это заметно в аустените из-за высокой растворимости углерода в ГЦК решетке.
37
Легирующие элементы, растворенные в железе, могут влиять на его самодиффузию. Энергия активации самодиффузии железа обычно больше, чем энергия активации диффузии растворенного элемента, но легирование железа кобальтом, хромом и вольфрамом повышает энергию активации самодиффузии y-Fe от 270 до 377, 406 и 435 кДж/моль соответственно, что замедляет самодиффузию железа. Предполагается, что это обусловлено большей энергией связи атомов железа с атомами названных элементов, чем атомов железа между собой.
Диффузия углерода. Диффузионная подвижность углерода в феррите значительно выше, чем в аустените, так как ОЦК решетка a-Fe менее плотно упакована, чем ГЦК решетка y-Fe. Отношение коэффициентов диффузии углерода в феррите и аустените при 910 °C составляет около 40 и быстро возрастает с понижением температуры. Параметры диффузии углерода в a-Fe: Dq = 0,2 см2/с, Q = 103 кДж/г-моль. В у-железе те же параметры соответственно равны 0,15 см2/с и 134 кДж/г-моль (при 0,52 % С).
Коэффициент диффузии углерода в аустените D^_pe определяется не только температурой, но и зависит от содержания углерода. Предложены уравнения вида
Z/Lfc =(a + b- % С)ехр(-е/ДТ),	(2.2)
позволяющие оценить эту зависимость. Постоянные а и b имеют несколько различные значения по данным разных исследователей. Концентрационная зависимость Z)y Fe существенно усиливается с повышением температуры.
Легирующие элементы заметно изменяют коэффициент диффузии углерода в а- и у-твердых растворах. Это обусловлено тем, что элементы искажают кристаллическую решетку железа, изменяют энергию межатомного взаимодействия в твердом растворе, влияют на термодинамическую активность растворенного углерода.
Напомним, что термодинамическая активность а некоторого компонента z в совершенном растворе равна его мольной доле: а, = Nj. В реальном растворе это равенство не выполняется. Степень отклонения термодинамической активности компонента в реальном растворе от его мольной доли выражается коэффициентом активности у,-: а, = y,-7V,-. При оценке влияния легирующего элемента на активность углерода в аустените вводят коэффициент активно-
38
/-Л	r-
сти углерода /с в системе железо—углерод—металл, обусловленный лишь влиянием легирующего элемента:
^ = «c/«c=Yc/Yc-	(2-3)
Здесь ул _ экспериментально определенный коэффициент активности углерода в легированном аустените. Коэффициент активности ус зависит только от концентрации углерода, а /сл — только от содержания легирующего элемента. Очевидно (см. уравнение 2.3), что ус = ус/с . Для сложных сплавов коэффициент термодинамической активности углерода
спл ,л1 ,л2 ,.лЗ	..
Yc =Yc/c /с /с >	(2-4)
где /jf11, /сл2 и так далее — коэффициенты активности углерода в растворе, обусловленные первым, вторым и т. д. легирующими элементами, не зависящие от содержания углерода.
Как правило, элементы, не образующие карбидов, повышают термодинамическую активность углерода в твердом растворе, а карбидообразующие снижают ее. Влияние элементов на активность углерода в растворе обусловлено изменением энергии межатомной связи при легировании. Энергия связи атомов углерода с атомами карбидообразующих элементов выше, чем с железом, что и проявляется как снижение активности углерода. Наоборот, энергия связи углерода с элементами, не образующими карбидов в стали, меньше, чем с железом, и этому соответствует увеличение термодинамической активности углерода.
Элементы, повышающие активность углерода в растворе, увеличивают и его коэффициент диффузии, а снижающие активность — уменьшают Дс. С формальной точки зрения влияние легирующих элементов на коэффициент диффузии углерода заключается в изменении множителя Z>o и энергии активации Q в уравнении 2.1. Do и Q возрастают при легировании стали карбидообразующими элементами и уменьшаются при введении элементов, не образующих карбидов, но решающее значение имеет изменение энергии активации.
Диффузия легирующих элементов. Легирующие элементы, образующие твердые растворы замещения в железе, диффундиру-
39
Таблица 2.3
Параметры диффузии Со, Сг и W в железе
Диффундирующий элемент	Модификация железа	Do, см2/с	Q, кДж/г-моль
Кобальт	а	0,2	226
	Y	3- Ю2	364
Хром	а	3- 104	343
	Y	1,8- I04	406
Вольфрам	а	3,8-102	293
	Y	103	377
ют несравненно медленнее, чем углерод. Коэффициенты диффузии металлических атомов в аустените на три—пять порядков меньше, чем углерода. При невысоких температурах — ниже 500...400 °C — диффузия легирующих элементов в аустените становится исчезающе малой и во многих случаях можно считать, что она вообще не происходит. Указанное различие обусловлено тем, что атомы углерода, образующего раствор внедрения, диффундируют по междоузлиям, а легирующие элементы — по вакансиям. Диффузионная подвижность элементов, образующих растворы замещения, тем ниже, чем больше энергия связи железо—элемент превосходит энергию связи атомов железа, больше их атомный объем и атомная масса. Два последних фактора имеют, по-видимому, решающее значение. Параметры диффузии некоторых элементов в железе указаны в табл. 2.3.
Заметим, что значения параметров диффузии £>0 и Q того или иного элемента нередко значительно различаются по данным различных исследователей, что приводит к еще большим различиям в оценке коэффициентов диффузии.
Влияние дефектов кристаллического строения на диффузию. Влияние вакансий очевидно — они ускоряют диффузию. Роль дислокаций двойственна и не всегда определенна. С одной стороны, диффузия вдоль дислокаций (по "дислокационным трубкам") протекает быстрее, чем в идеальной решетке. Коэффициент диффузии
40
вдоль дислокации может быть на несколько порядков больше, чем в неискаженной решетке. Но, с другой стороны, атомы диффундирующего элемента могут образовывать атмосферы на дислокациях, что приводит к торможению диффузии. В соответствии с этим неоднозначна и роль пластической деформации. Известны случаи как ускорения, так и торможения диффузии пластической деформацией. Так как искажения кристаллической решетки снимаются при нагреве, то прямое влияние пластической деформации на диффузию может наблюдаться лишь при относительно невысоких температурах.
Границы зерен и субзерен являются местами ускоренной диффузии. Преимущественная диффузия вдоль границ зерен наблюдается как для элементов, образующих растворы замещения, так и для элементов внедрения. Чем мельче зерно, тем больше протяженность границ в единице объема, тем значительнее вклад зернограничной диффузии в общий диффузионный поток.
41
Глава 3
ПРОЦЕССЫ, ПРОИСХОДЯЩИЕ ПРИ НАГРЕВЕ СТАЛЕЙ С ФЕРРИТНО-КАРБИДНОЙ СТРУКТУРОЙ
Стали с исходной ферритно-карбидной структурой при многих видах термической обработки нагревают до температур существования аустенита. Такая операция называется аустенитизацией. Нагрев доэвтектоидных сталей чаще всего осуществляют до температур, лежащих выше Л3 получая при этом полностью аустенитную структуру. Заэвтектоидные стали обычно нагревают выше /!], но ниже Аст. Тогда кроме аустенита в структуре сохраняется некоторое количество нерастворившейся карбидной фазы. Важной характеристикой стали является размер аустенитного зерна. Он оказывает значительное влияние на превращения, протекающие при охлаждении, конечную структуру и свойства стали. При термической обработке используют также нагрев до температур, лежащих ниже точки В этом случае фазовые превращения отсутствуют, но могут протекать существенные изменения ферритно-карбидной структуры.
3.1. ПРОЦЕССЫ, ПРОТЕКАЮЩИЕ ПРИ НАГРЕВЕ ДО ТОЧКИ А{
При нагреве углеродистых сталей с ферритно-карбидной структурой до температур, лежащих ниже точки А[, наиболее существенные изменения происходят в пластинчатом перлите, характеризующемся большой протяженностью межфазных границ феррит—цементит, обладающих повышенной свободной энергией. На избыточный феррит в доэвтектоидных сталях и избыточный цементит в заэвтектоидных такой нагрев влияет в меньшей мере.
Основными процессами, происходящими при нагреве до А{, являются сфероидизация и коалесценция карбидов. Под сфероидизацией понимают процесс, превращающий пластинчатые частицы в глобулярные. Коалесценция — это процесс роста более крупных частиц за счет растворения более мелких.* Изменение
*Данный процесс называют как коалесценцией, так и коагуляцией. На наш взляд, использование термина коалесценция является более правильным.
42
пластинчатой формы частиц на более стабильную глобулярную (зернистую), уменьшение поверхности межфазных границ при укрупнении частиц сопровождается снижением свободной энергии системы.
Как указывалось в разделе 1.2, чем меньше размер частиц, тем больше их растворимость и тем выше равновесная приграничная концентрация растворенного в матрице элемента. Следовательно, наличие пластин с разной кривизной поверхности, различие в дисперсности частиц обуславливают неоднородную концентрацию углерода в различных областях феррита, что вызывает диффузию этого элемента. Диффузионные процессы стремятся нарушить равновесные KOHi гентрации углерода вблизи границ раздела фаз и тем самым вызываю г изменение формы частиц, рост одних частиц и растворение других. Таким образом, скорость развития процессов сфероидизации и коалесценции контролируется объемной диффузией.
Рассмотрим механизм сфероидизации карбидов. Пусть эвтектоидная сталь со структурой пластинчатого перлита нагрета до температуры Zj (рис. 3.1, о). Выделим одну цементитную пластину. Ее острые края можно рассматривать, как дисперсные частицы с радиусом гр Уменьшению радиуса частицы цементита на диаграмме Fe—С соответствует смещение линии предельной растворимости углерода в о-железе PQ в сторону больших его концентраций. При температуре равновесная концентрация углерода в феррите у плоской грани цементитной пластины равна Сю, а у острого края с радиусом / } — Ср Возникший в феррите перепад концентрации углерода вызовет его диффузию, которая стремится понизить концентрацию углерода в участках, прилегающих к острым краям, и повысить у боковых плоских граней (рис. 3.1, б). Для поддержания равновесных пограничных составов острые концы пластины должны растворяться, а плоские границы перемещаться в сторону феррита; пластина начинает укорачиваться и утолщаться и превращается в сферу. Очевидно, что наряду с диффузией углерода при сфероидизации происходит самодиффузия железа. Атомы железа удаляются от фронта растущих граней цементитных пластин и заполняют объемы, где произошло растворение цементита.
В реальных условиях процесс сфероидизации обычно протекает в два этапа, что обусловлено наличием дефектов в пластинах цементита. Сначала происходит деление пластин на части, а затем уже развивается собственно их сфероидизация (рис. 3.2). Пластины растворяются в наиболее тонких местах, в местах изгиба и кон-
43
Рис. 3.1. Изменение концентрации углерода в феррите в зависимости от радиуса карбидных частиц (о) и схемы механизмов сфероидизации (б) и коалесценции (в) карбидов. Стрелками указаны направления диффузии углерода
центрации напряжений, а также в местах выхода на межфазную поверхность субграниц и дислокаций в цементите.
Рассмотрим подробнее, как происходит процесс деления в месте выхода субграницы в цементитной пластине. Здесь силы поверхностного натяжения оказываются неуравновешенными, что способствует локальному растворению цементита и образованию канавки с выпуклыми в сторону феррита стенками. Около этих стенок концентрация углерода в феррите больше, чем у плоской поверхности пластины. Вследствие этого возникает диффузия атомов углерода от канавки к плоским границам, что вызывает растворение выпуклых стенок канавки и спрямление границы цементитной пластины в этом месте. Но такой процесс нарушает равновесие сил поверхностного натяжения около выхода субграницы на межфазную поверхность. Последующее восстановление равновесия приводит к углублению канавки и т. д. В результате растворения цементита по субгранице происходит разделение пластины и последующая сфероидизация.
К моменту окончания сфероидизации карбидные частицы имеют различную величину и начинает развиваться следующий процесс — коалесценция. Пусть рядом находятся две цементитные частицы разного размера (рис. 3.1, в). При температуре меньшей частице с радиусом г2 соответствует приграничная концентрация углерода С2, а большей частице с радиусом Г3 — С3 Так как С2 больше С3, то атомы углерода диффундируют из объемов феррита,
44
Рис. 3.2. Разбиение пластин цементита на частицы в стали 70: а — исходная перлитная структура, *45000;
б — после дополнительного нагрева до 650°С, 30 мин, *30000
прилегающих к частице с меньшим радиусом, в объемы, окружающие частицу с большим радиусом. Обеднение феррита углеродом около меньшей частицы вызовет ее растворение. Наоборот, феррит около большей частицы становится пересыщенным и частица начинает расти.
Таким образом, в процессе изотермической выдержки наблюдается постепенное растворение малых частиц карбидов, которые в конечном итоге исчезают, в то время как более крупные частицы растут. Средний радиус частиц со временем увеличивается. Скорость коалесценции зависит от неоднородности в размерах исходных карбидов. Чем она больше, тем выше градиент концентрации углерода в феррите и тем больше скорость роста частиц. Процесс коалесценции протекает до тех пор, пока все частицы не станут достаточно крупными и близкими по размерам. Тогда различие в их растворимости будет незначительным и коалесценция затормозится, что хорошо согласуется с уравнением (1.1).
Коалесценция оказывает влияние на характер распределения карбидов. В результате сфероидизации на месте длинных цемен-титных пластин формируются цепочки сферических частиц. При
45
развитии коалесценции эта ориентированность в расположении карбидов постепенно исчезает и возникает относительно равномерное их распределение по объему феррита.
В углеродистых сталях с исходной структурой пластинчатого перлита сфероидизация и коалесценция карбидной фазы заметно развиваются при температурах выше 600...650 °C. Чем ближе температура изотермической выдержки к тем, при прочих равных условиях, быстрее идут эти процессы. Но даже вблизи А^ для полной сфероидизации карбидов требуются выдержки длительностью в несколько десятков часов.
Конечная структура стали после более или менее полного протекания процессов сфероидизации и коалесценции карбидной фазы представляет собой полиэдрические зерна феррита с зернистыми (глобулярными) частицами цементита, так называемый зернистый перлит, в отличие от первоначальной структуры пластинчатого перлита.
Холодная пластическая деформация сталей с перлитной структурой, создавая повышенную плотность дефектов кристаллического строения в феррите и цементите, интенсифицирует диффузионные процессы при нагреве. При достаточно большой деформации может также происходить существенное искривление цементитных пластин и даже их дробление. Поэтому в предварительно деформированных сталях сфероидизация карбидов ускоряется: она развивается при более низких температурах нагрева и завершается быстрее.
В легированных сталях, содержащих карбидообразующие элементы, процессы сфероидизации и коалесценции цементита существенно тормозятся, что обусловлено замедлением диффузии углерода в феррите и усилением межатомных связей в карбидах.
Выдержка стали при температурах ниже At, кроме сфероидизации и коалесценции карбидов, может приводить к существенному изменению структуры феррита. Такой эффект обнаружен на сталях, имеющих исходную структуру тонкопластинчатого перлита, сформировавшегося в результате диффузионного распада аустенита при больших переохлаждениях*. При нагреве сталей с такой структурой одновременно с развитием сфероидизации карбидов наблюдали появление дислокаций, располагающихся на месте бывших цементитных пластин. Их возникновение может быть связа-
*06 образовании перлита смотрите в разделе 4.1.
46
Рис. 3.3. Рекристаллизация феррита в стали 70 после патентирования и дополнительной выдержки 30 мин при 650°С, Х40000:
А — рекристаллизованное зерно феррита
но с различием в удельных объемах цементита (0,130 см3/г) и феррита (0,127 см3/г), в результате чего растворение цементита сопровождается заметными объемными эффектами. Поэтому, чтобы обеспечить сплошность сопряжения решеток "старого" феррита, окружающего растворяющийся кристалл ЕезС, и "нового" феррита, возникающего на месте растворенной цементитной пластины, на бывшей границе феррит—цементит должны возникать призматические дислокации (дислокации несоответствия) и значительные напряжения.
Когда коалесценция карбидов получает существенное развитие и появляются достаточно большие объемы феррита, свободные от дисперсных частиц, становится возможным перераспределение дислокаций, что приводит к формированию субзеренной структуры. Наряду с полигонизационными процессами может происходить и рекристаллизация феррита (рис. 3.3). Рекристаллизационные процессы развиваются достаточно быстро. Так, в эвтектоидной стали с тонкопластинчатым перлитом, полученным при изотермическом распаде переохлажденного аустенита при 500...550 °C, рекристаллизация при нагреве на 650...670 °C завершается за несколько часов.
Еще раз подчеркнем, что рекристаллизацию феррита следует ожидать лишь в сталях со структурой тонкопластинчатого перлита.
47
В этом случае имеется высокоразвитая поверхность феррит—цементит и при сфероидизации и коалесценции возникает высокая плотность дислокаций, так как уменьшение поверхностной свободной энергии при трансформации карбидов может перекрыть расход энергии на образование дефектов кристаллического строения.
3.2. ОБРАЗОВАНИЕ АУСТЕНИТА ПРИ НАГРЕВЕ
Превращение ферритно-карбидной структуры в аустенит происходит при нагреве сталей до температур, лежащих выше эвтектоидной линии PSK. Особенности этого превращения зависят от ряда факторов: исходной структуры, температуры и скорости нагрева, химического состава стали. В большинстве случаев процесс образования аустенита можно рассматривать исходя из представлений о нормальном диффузионном механизме превращения, согласно которому для зарождения новой фазы требуются определенные флуктуации энергии и состава, а ее рост происходит путем неупорядоченного перехода атомов через межфазную границу.
По химическому составу аустенит существенно отличается от феррита и цементита. Поэтому для появления его зародышей необходимы значительные флуктуации углерода в исходном твердом растворе. Зародыши аустенита преимущественно возникают на различных поверхностях раздела (межфазных границах, границах зерен и субзерен феррита), где повышена концентрация углерода. Наиболее легко они образуются на межфазных границах феррит-цементит, так как вероятность возникновения необходимых флуктуаций углерода особенно высока вблизи карбидных частиц.
Рассмотрим сначала закономерности образования аустенита в изотермических условиях в стали эвтектоидного состава с исходной структурой зернистого перлита. При ее нагреве до температуры зародыши аустенита возникнут в местах контакта феррит-цементит (рис. 3.4). На границах раздела фаз установятся соответствующие рассматриваемой температуре равновесные концентрации углерода. Их можно определить по диаграмме состояний Fe—С, причем для простоты будем считать, что границы раздела плоские. Если предположить, что нагрев осуществлялся очень быстро и не сопровождался никакими превращениями, то линию PQ на диаграмме можно продолжить выше PSK. Тогда при температуре t\ концентрация углерода в феррите около границы с карбидом равна
, а около границы с аустенитом —	. Состав цементита на
48
Рис. 3.4. Участок диаграммы состояния Fe—С (а) и схема распределения углерода по сечению аустенитного и ферритных участков в эвтектоидной стали при температуре /1 (б). Стрелками указаны направления диффузии углерода
границе раздела с аустенитом практически соответствует 6,67 % С. Концентрации углерода в аустените в местах его контакта с ферритом и цементитом равны Су_а и Су_к соответственно.
Перепад концентрации углерода в аустените вызовет диффузию этого элемента от границы раздела аустенит—цементит к границе раздела аустенит—феррит. Вследствие этого концентрация
углерода в у-зародыше вблизи цементита начнет снижаться, а вблизи феррита С?у_а повышаться. Это приводит к нарушению равновесия, так как аустенит становится ненасыщенным по отношению к цементиту и пересыщенным по отношению к ферриту. В результате граница раздела аустенит—цементит перемещается в сторону цементита, а граница раздела аустенит—феррит — в сторону феррита. Эти процессы приводят к восстановлению пограничных концентраций. Таким образом, диффузия углерода в аустените обуславливает рост его зародыша как за счет феррита, так и цементита.
Сопоставим скорости движения границ аустенитного участка в сторону феррита и в сторону цементита. Скорость перемещения границы раздела фаз в общем случае определяется выражением:
V = kD(dc/dx)/N Сгф,	(3.1)
49
где к — постоянная, зависящая от ряда факторов; D — коэффициент диффузии; дс/дх — градиент концентрации внутри фазы, в которой протекает диффузия; ДСгф — перепад концентрации на границе раздела фаз.
Перепад концентрации углерода на границе раздела аустенит— феррит Д “ можно рассчитать по положению линий GP и GS на диаграмме. Перепад концентрации углерода на границах разде ла цементит—аустенит Л Цф*7; определяется как разность между 6,67 % С и концентрацией углерода, оцениваемой по положению линии SE. Величина Л Y в несколько раз превышает величину Д CY^ “. Поэтому скорость роста аустенитного участка в сторону феррита оказывается значительно больше, чем в сторону цементита.
Если считать, что градиент концентрации углерода в аустените пропорционален разности его равновесных концентраций у границ раздела с цементитом и ферритом, то линейная скорость роста аустенитного участка с учетом перемещения границ в сторону обеих исходных фаз равна
V = kD[(Су.к - Су.J/x]( 1/Д а +1/Д Ч (3.2) где х — протяженность аустенитного участка в направлении диффузии.
В процессе превращения сначала исчезает феррит, а затем цементит. После растворения цементитных частиц концентрация углерода в различных участках аустенита неодинакова. В тех местах, где раньше располагался феррит, она понижена, а в участках, в которых находился цементит, повышена. В дальнейшем при увеличении выдержки происходит выравнивание концентрации углерода по объему аустенита (гомогенизация аустенита).
Таким образом, процесс образования аустенита в эвтектоидной стали включает:
—	возникновение зародышей аустенита и их рост за счет феррита и цементита;
—	исчезновение феррита;
—	растворение цементита;
—	гомогенизацию аустенита.
Из уравнения (3.2) следует, что при температуре, точно отвечающей эвтектоидной линии PSK, превращение ферритно-карбидной структуры в аустенит развиваться не может. Если даже предполо жить возможность образования при этой температуре зародышей
50
аустенита, то их рост исключен, так как состав аустенита у границ с ферритом и цементитом одинаков. С повышением температуры выше эвтектоидной линии процесс образования аустенита резко ускоряется, что связано с увеличением числа зародышей и линейной скорости роста образовавшихся аустенитных участков.
Рост числа зародышей происходит не только в результате уменьшения их критического размера вследствие увеличения разности свободных энергий ферритно-карбидной структуры и аустенита, но также и потому, что с повышением температуры непрерывно уменьшается необходимая для образования зародыша флуктуация углерода. Вблизи эвтектоидной линии устойчивый участок аустенита должен содержать около 0,8 % С. С повышением температуры оказываются устойчивыми аустенитные участки со все меньшим содержанием углерода (линия GS). Кроме того, экстраполяция линии PQ на диаграмме показывает, что чем выше температура, тем больше содержание углерода в феррите, контактирующем с карбидами. Поэтому возрастает вероятность возникновения необходимых флуктуаций углерода. Этому же способствует и увеличение диффузионной подвижности атомов с повышением температуры.
Увеличение линейной скорости роста аустенитных участков с повышением температуры обусловлено следующими причинами:
—	возрастанием коэффициента диффузии £>;
—	увеличением разности Су_к—Су_а, так как с повышением температуры уменьшается концентрация углерода в аустените на границе с ферритом Су_а (линия GS) и возрастает концентрация углерода в аустените на границе с цементитом Су.к (линия SE);
—	уменьшением перепада концентрации углерода на границе раздела феррит—аустенит А	“ (линии GP и GS сближаются);
—	уменьшением перепада концентрации углерода на границе раздела цементит—аустенит A	7: с повышением температуры
концентрация углерода в аустените у границы с цементитом возрастает в соответствии с линией SE, а состав цементита практически не изменяется.
Так как с повышением температуры А “ уменьшается значительно существенней, чем ACj^”*7, то, следовательно, скорость роста аустенитного участка в сторону феррита возрастает в большей мере, чем в сторону цементита. Поэтому чем выше температура нагрева, тем больше остается нерастворенных карбидов к мо
51
менту полного исчезновения феррита и тем ниже оказывается среднее содержание углерода в получившемся аустените.
На рост аустенитного участка оказывает влияние и диффузия углерода в феррите. Так, при температуре Zj концентрация углерода в феррите на границе с цементитом С^_к выше, чем на границе с аустенитом С^*_у (см. рис. 3.4). Следовательно, в феррите возникает диффузия этого элемента, которая стремится повысить С^_у и понизить С^_к. Это приведет к перемещению границы раздела феррит—аустенит в сторону феррита, а границы раздела феррит— цементит — в сторону цементита. Таким образом, диффузия углерода в феррите должна способствовать более интенсивному росту аустенитного участка, а также вызывать частичное растворение находящихся в феррите карбидов, около которых еще не произошло образования аустенита. Повышение температуры нагрева интенсифицирует диффузионные процессы в феррите, что обусловлено не только увеличением коэффициента диффузии углерода в твердом растворе, но и повышением градиента его концентрации между границами раздела феррита с цементитом и аустенитом (продолжение линии QP и линия GP).
На процесс диффузионного образования аустенита оказывает влияние характер исходной структуры. Повышение степени дисперсности карбидной фазы в ферритно-карбидной структуре при данном содержании углерода в стали приводит к увеличению общей поверхности раздела феррит—цементит, что вызывает рост числа аустенитных зародышей. Чем больше дисперсность карбидов, тем выше и линейная скорость роста аустенитных участков. Это связано с увеличением разности Су_к—Су_а, так как уменьшение размеров карбидных частиц вызывает смещение линии SE в сторону больших концентраций углерода. С увеличением степени дисперсности карбидов уменьшаются также расстояния, на которые может-распространяться рост аустенитного участка до соприкосновения с другими участками, развивающимися из других центров. Следовательно, увеличение дисперсности карбидной фазы в исходной структуре уменьшает время до окончания исчезновения феррита при образовании аустенита. Кроме того, сокра-( щается длительность полного растворения карбидов, а также гомогенизации аустенита.
Наибольшую скорость роста аустенитных участков следует ожидать в районе соприкосновения трех фаз, так как здесь диффузионные пути будут наименьшими. В связи с этим при образо
52
вании аустенита на поверхности раздела феррит—цементит его рост происходит быстрее всего вдоль этой поверхности и аустенит обволакивает карбидные частицы. По мере утолщения аустенитной оболочки увеличиваются пути диффузии углерода. Поэтому с течением времени линейная скорость роста аустенитного участка постепенно уменьшается. При зернистой форме карбидов возникающее при нагреве количество зерен аустенита определяется числом карбидных частиц.
Выше были рассмотрены закономерности образования аустенита из зернистого перлита. Образование аустенита из пластинчатого перлита протекает быстрее, чем из зернистого. Это связано с высокой линейной скоростью роста возникающих в перлитных колониях аустенитных участков, что обусловлено короткими диффузионными путями для углерода в аустените, которые определяются толщиной ферритных и цементитных пластин. Кроме того, в процессе поглощения перлитной колонии линейная скорость роста аустенита остается постоянной, так как при движении границы раздела длина диффузионных путей не изменяется. Это наглядно видно на рис. 3.5, показывающем, что фронт аустенитного участка перемещается вдоль направления ферритных и цементитных пластин.
При росте аустенитного участка цементитные пластины не всегда успевают полностью раствориться; часть карбидной фазы остается за фронтом передвижения границы. Далее происходит окончательное ее растворение. При завершении превращения на месте одной колонии перлита образуется несколько аустенитных зерен.
Рассмотрим особенности изотермического образования аустенита в доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях, в структуре которых кроме перлита имеется избыточный феррит или избыточный цементит соответственно.
При нагреве доэвтектоидной стали с низким содержанием углерода в межкритический интервал зародыши возникают как в перлите на межфазных границах феррит—цементит, так и на границах зерен феррита. Но быстрее образование аустенита происходит в перлитных колониях, где легче изыскать концентрации углерода, необходимые для зарождения и роста аустенита. Механизм роста возникших аустенитных участков такой же, как и в перлите эвтектоидной стали.После исчезновения перлита аустенит, возникший на месте его колоний, начинает поглощать оставшиеся ферритные зерна. В объеме аустенита содержание углерода выше,
53
Рис, 3.5. Рост аустенитного участка в исходной структуре пластинчатого перлита в стали 120Г4:
а — микроструктура, х45000; б — схема микроструктуры "а"; стрелками показаны направления диффузии углерода
чем равновесная концентрация на границе раздела аустенит—феррит. Возникает диффузия углерода в аустените, которая стремится повысить Су_а, а, следовательно, обуславливает перемещение границы раздела в сторону феррита (рис. 3.6, а). Через некоторое время концентрация углерода в объеме аустенита достигает равновесного значения и рост аустенита прекращается. Количество аустенита и феррита будет соответствовать диаграмме Fe—С.
При нагреве доэвтектоидной стали выше Л3 изотермическое образование аустенита протекает аналогичным образом до полного исчезновения феррита. Далее происходит окончательная гомогенизация аустенита. Необходимо учитывать, что частицы цементита растворяются быстрее, чем исчезнет феррит, лишь в сталях с низким содержанием углерода, в которых количество карбидной фазы невелико. В сталях с повышенным содержанием углерода ферритные зерна будут поглощены аустенитом раньше, чем полностью растворится цементит в местах, где находились колонии перлита.
Чем больше в доэвтектоидной стали углерода, тем при прочих равных условиях быстрее идет образование аустенита и тем меньше требуется времени для полного исчезновения феррита. Такой эффект обусловлен возрастанием количества карбидной фазы, приводящим к увеличению поверхности раздела феррит—цементит, где возникают зародыши аустенита.
Нагрев заэвтектоидных сталей чаще всего производят до температур, лежащих выше Tj, но ниже Аст. Если структура стали со-
54
Рис. 3.6. Схема распределения углерода на границе аустенит—феррит в доэвтектоидной стали (а) и на границе аустенит—цементит в заэвтектоидной стали (б) Стрелками указаны направления диффузии углерода
стоит из пластинчатого перлита и карбидной сетки, то при нагреве в интервал температур t4j—Аст зародыши аустенита возникают в перлитных колониях. После исчезновения перлита содержание углерода в объеме аустенита будет ниже, чем на границе раздела аустенита с цементитом, образующим сетку. Возникающая в аустените диффузия углерода, стремящаяся понизить равновесную концентрацию С,_к, вызывает частичное растворение карбидной сетки (рис. 3.6, б). Процесс продолжается до тех пор, пока не будет достигнуто равновесное состояние согласно диаграмме Fe—С.
В случае нагрева в интервале >4j—Аст заэвтектоидных сталей с исходной структурой зернистого перлита процесс образования аустенита протекает так же, как и в эвтектоидной стали, с тем лишь отличием, что часть карбидной фазы остается нерастворенной. Полное растворение карбидов происходит при нагреве выше Аст.
Как указывалось в разделе 3.1, в сталях с ферритно-карбидной структурой при нагреве до А1 могут происходить сфероидизация и коалесценция карбидов. Эти процессы получают развитие и при температурах выше но протекают они медленнее, чем образование аустенита. В заэвтектоидных сталях при достаточно длительных выдержках в интервале Я; — в результате сфероидизации карбидов может происходить разрушение карбидной сетки.
55
Рис. 3.7. Влияние температуры на кинетику образования аустенита в эвтектоидной стали
(М.Е. Блантер)
Кинетика превращения. Образование аустенита в изотермиче-ких условиях начинается после определенного инкубационного периода. Зависимость количества
аустенита от времени выдержки описывается обычной кинетической кривой, характерной для кристаллизационных процессов в твердом состоянии. Сначала объемная скорость образования аустенита возрастает, достигая максимума, а затем, по мере уменьшения непревращенного объема, снижается. С повышением температуры продолжительность инкубационного периода резко сокращается, а скорость превращения быстро возрастает. На рис. 3.7 приведены кривые изотермического образования аустенита для эвтектоидной стали. При температуре 730 °C, лежащей вблизи точки Ау, превращение начинается через 65 с, а заканчивается через 90 мин. При 760 °C начало образования аустенита наблюдается через 2 с, а конец через 30 с. Для полного растворения карбидов требуются значительно большие выдержки, чем для завершения превращения феррита в аустенит.
Кинетику образования аустенита в изотермических условиях удобно представить в виде обобщенной диаграммы, на которой в координатах "температура—время" наносятся кривые, характеризующие начало образования аустенита, момент исчезновения феррита, конец растворения карбидов и окончание гомогенизации аустенита (рис. 3.8). При построении таких диаграмм небольшие образцы нагревают насколько возможно быстрее до требуемых температур, а затем тем или иным методом (чаще всего дилатометрическим с дополнительным контролем микроструктуры) фиксируют развитие процесса превращения. Следует отметить, что большая скорость образования аустенита может приводить к возникновению погрешностей при построении изотермических диаграмм, так как часто трудно избежать некоторого развития превращения в процессе нагрева до заданной температуры.
При непрерывном нагреве превращение ферритно-карбидной структуры в аустенит протекает в некотором интервале температур. Нанесем на диаграмму изотермического образования аустени-
56
Рис. 3.8. Схематическая диаграмма изотермического образования аустенита в эвтектоидной стали:
/ — начало образования аустенита;
2	— исчезновение феррита;
3	— конец растворения карбидов;
4	— окончание гомогенизации аустенита
та, представленную на рис. 3.8, линии нагрева с различными скоростями. При нагреве со скоростью Fj начало образования аустенита, исчезновение феррита, растворе
Логарифм времени —>
ние цементита и окончание гомо-
генизации аустенита произойдет в первом приближении в точках G|, Ь\, С[, </|, а при более высокой скорости нагрева И2 — в точках а-^, Ь-^, с2, г/2 соответственно. Следовательно, увеличение скорости
нагрева приводит к повышению температур начала и конца превращения и расширяет его температурный интервал.
В действительности наложение кривых нагрева на диаграммы изотермического образования аустенита не дает точных данных о температурных интервалах тех или иных стадий превращения. В условиях непрерывного нагрева все процессы сдвигаются в область более высоких температур.* Более полная информация может быть получена при использовании термокинетических диаграмм. При их построении образцы нагревают с разными скоростями, фиксируя температуры различных стадий превращения. Полученные данные могут быть представлены в координатах "температура-время" (с нанесением кривых нагрева) или "температура-скорость нагрева". На рис. 3.9 приведены диаграммы образования аустенита в стали с 0,7 % С в изотермических условиях и при не
прерывном нагреве.
В заключение необходимо сделать следующее замечание. Образование аустенита является эндотермическим процессом, т. е. требует для своего развития непрерывного подвода тепла. Поэтому на кинетику превращения оказывают условия и способ нагрева. В ряде случаев, например, при печном нагреве, скорость
* Этот эффект аналогичен сдвигу температур начала диффузионного распада переохлажденного аустенита при переходе от изотермических выдержек к условиям непрерывного охлаждения (см. раздел 7.3).
57
Рис. 3.9. Диаграммы образования аустенита в изотермических условиях (а) и при непрерывном нагреве (б) для стали с 0,7 %С (А. Розе):
а — исходная структура зернистого перлита;
б — исходная структура пластинчатого перлита
образования аустенита может лимитироваться теплопередачей от нагревающей среды к изделию. Процессы аустенитизации протекают особенно интенсивно при использовании таких методов нагрева, при которых энергия непрерывно и в избытке генерируется в объеме металла (индукционный нагрев, прямой электронагрев).
Влияние легирующих элементов на образование аустенита. Рассматривая особенности образования аустенита в легированных сталях, следует учитывать, что легирующие элементы неравномерно распределены в ферритно-карбидной структуре. Некарбидо-образущие элементы находятся в основном в феррите. Карбидообразующие элементы могут быть как в феррите, так и замещать атомы железа в цементите или образовывать специальные карбиды. В любом случае содержание этих элементов в карбидной фазе выше, чем в феррите. Другая особенность легированных сталей заключается в том, что превращение перлита в аустенит происходит в них в интервале температур (эвтектоидный интервал).
Для диффузионного образования аустенита в легированных сталях при их нагреве выше эвтектоидного интервала справедливы общие закономерности, которые наблюдались в углеродистых сталях. Однако легирование может оказывать существенное воздействие на все стадии аустенитизации.
58
Скорость а—у-превращения при легировании изменяется по ряду причин: искажается решетка твердого раствора, изменяется энергия межатомного взаимодействия, изменяются термодинамические потенциалы фаз и активность углерода в а- и у-твердых растворах. Вследствие этого при легировании происходят следующие изменения:
—	уменьшается скорость перестройки решетки при а—у-пре-вращении;
—	изменяются равновесные концентрации на межфазных границах:
—	изменяется скорость диффузии углерода в феррите и аустените.
Образование аустенита в легированных сталях сопровождается перераспределением легирующих элементов между фазами. Это приводит к значительному торможению превращения, так как коэффициенты диффузии легирующих элементов, как правило, на несколько порядков меньше, чем углерода.
Легирующие элементы изменяют положение критических точек стали. Элементы, расширяющие у-область, снижают критические точки, увеличивая тем самым перегрев по отношению к Л( при неизменной температуре нагрева. Это может приводить к увеличению разности концентраций углерода в аустените на границах с карбидом и ферритом и к повышению скорости роста аустенита. Легирующие элементы, суживающие у-область, действуют в противоположном направлении.
Ускоряет образование аустенита при нагреве никель, что связывают со снижением критических точек стали и повышением термодинамической активности углерода в аустените, что способствует интенсификации его диффузии. Марганец по одним данным ускоряет образование аустенита, по другим замедляет. Образование аустенита замедляют кремний и алюминий, а также карбидообразующие элементы хром, молибден, вольфрам, ванадий, если они находятся в твердом растворе.
Карбидообразующие элементы в существенной мере влияют на поведение карбидной фазы при нагреве. Находясь в цементите, они увеличивают энергию межатомных связей и затрудняют его растворение. Специальные карбиды растворяются при более высоких температурах нагрева, чем цементит. Чем выше карбидообразующая способность элемента, тем труднее растворяется карбид.
Находясь в аустените, карбидообразующие элементы, как правило, понижают термодинамическую активность углерода, вследствие
59
чего способствуют переходу карбидов в аустенит. В противоположном направлении действует легирование стали некарбидообразующими элементами, увеличивающими активность углерода в аустените. Чем выше содержание углерода в у-растворе, тем больше его активность в аустените, тем труднее растворяются специальные карбиды при нагреве. Растворение нитридов при нагреве происходит труднее, чем карбидов.
В легированных сталях гомогенизация аустенита протекает гораздо дольше, чем в углеродистых. Неравномерное распределение легирующих элементов между ферритом и карбидами в исходном состоянии приводит к тому, что при нагреве после образования и растворения карбидов аустенит будет неоднороден не только по углероду, но и по легирующим элементам. Малая скорость диффузии легирующих элементов требует длительных выдержек для выравнивания их концентрации по объему аустенита. Более того, пока не произойдет гомогенизация аустенита по легирующим элементам, в твердом растворе сохранится градиент концентрации по углероду.
При нагреве в эвтектоидный интервал образование аустенита может происходить так же, как и при более высоких температурах, т. е. в результате одновременной диффузии углерода и легирующих элементов. Однако при температурах эвтектоидного интервала нельзя исключать возможность образования аустенита на начальных стадиях практически без участия диффузии легирующих элементов путем диффузии только углерода (А.А. Попов).
Пусть легированная сталь состава Со будет нагрета до температуры (рис. 3.10). Если аустенитный участок возникнет на границе раздела фаз феррит—карбид, то аустенит должен иметь повышенное содержание углерода около феррита и пониженное около карбида. В аустените возникает диффузия углерода от границы раздела с ферритом к границе раздела с карбидом, что должно вызвать перемещение межфазных границ в сторону аустенитного участка, т. е. его рост невозможен. Иная картина наблюдается при образовании зародыша аустенита внутри ферритного участка. Тогда содержание углерода в феррите около границы с аустенитом окажется более низким, чем около границы с карбидом. Возникает диффузия этого элемента, которая приведет к росту аустенитного зерна и растворению карбидной фазы.
Таким образом, в легированных сталях образование аустенита в эвтектоидном интервале возможно и без участия диффузии легирующих элементов, если его зарождение происходит не на гра
60
нице раздела феррит—карбид, а внутри феррита; причем рост аустенита может протекать лишь путем диффузии углерода в феррите, а не в аустените. Кинетически такой путь образования аустенита на начальной стадии может оказаться выгодным по сравнению с более медленным процессом формирования аустенита путем одновременной диффузии углерода и легирующих элементов.
Механизмы образования аустенита. До сих пор мы рассматривали образование аустенита с точки зрения нормального диффузионного механизма, согласно которому для возникновения аустенитных зародышей необходимы большие флуктуации углерода. Если не касаться особых условий нагрева, то можно считать, что в большинстве случаев при исходных перлитной, ферритно-перлитной и цементитно-перлитной структурах и умеренных скоростях нагрева реализуется именно этот механизм. Однако нельзя исключать существование и других механизмов образования аустенита.
Как уже указывалось в главе 1, в системе с полиморфным превращением твердого раствора образование новой фазы может происходить как диффузионным, так и бездиффузионным путем. При этом под бездиффузионным понимают превращение, при котором возникающие участки новой фазы не отличаются по составу от исходной. Поэтому для их образования не нужны флуктуации концентрации.
В сталях для исходного состава феррита можно указать температуру Tq, при нагреве выше которой принципиально возможен его переход в аустенит того же состава, т. е. может реализоваться бездиффузионное превращение (см. рис. 3.4). Такой характер превращения следует ожидать лишь при высоких скоростях нагрева, когда не успевает происходить диффузионное взаимодействие феррита и карбидов. Так как бездиффузионный переход a-у не требует перемещения атомов на значительные расстояния, то он должен совершаться очень быстро и протекать в узком температурном интервале. Затем после образования аустенита в нем будут растворяться карбиды.
Впервые на возможность бездиффузионного образования аустенита указали А.А. Попов и В.Н. Гриднев. А.А. Попов предложил узкий температурный интервал бездиффузионного а—у-пре-вращения, находящийся выше Тц, обозначить как Лдд. Соответственно этому на диаграммах изотермического образования аустенита была проведена горизонтальная линия, характеризующая исчезновение феррита (рис. 3.11). Выше этой линии сохраня-
61
Содержание углерода--->
Рис. 3.10. Вертикальный разрез тройной диаграммы состояний железо—углерод-легирующий элемент при постоянном содержании последнего
Рис. 3.11. Схематическая диаграмма изотермического образования аустенита в эвтектоидной стали, учитывающая возможность бездиффузионного превращения:
1	— начало диффузионного образования аустенита;
2	— исчезновение феррита;
3	— конец растворения карбидов;
4	— окончание гомогенизации аустенита;
5	— бездиффузионное превращение феррита в аустенит
Логарифм времени
Рис. 3.12. Схематическая диаграмма образования аустенита при нагреве эвтектоидной стали с различными скоростями.
Обозначения те же, что на рис. 3.11.
(^iiKirи ^вкп — нижняя и верхняя критические скорости нагрева соответственно)
62
ются лишь кривые конца растворения карбидов и окончания гомогенизации аустенита.
Влияние скорости нагрева на механизм а—у-превращения можно проиллюстрировать схематичной диаграммой, приведенной на рис. 3.12. С увеличением скорости нагрева повышение и расширение температурного интервала диффузионного образования аустенита происходит до тех пор, пока не будет достигнута температура Лбд. При нагреве со скоростями более определенного значения (выше нижней критической скорости нагрева) часть феррита, сохранившегося до Лдд, может превращаться бездиффу-зионным путем, причем чем выше скорость нагрева, тем большее количество аустенита образуется по этому механизму. И, наконец, может быть достигнута верхняя критическая скорость нагрева, при которой должно происходить только бездиффузионное а—у-пре-врашение. Во всех случаях в процессе нагрева выше Лдд будет протекать диффузионное растворение карбидов.
Реализация бездиффузионного механизма образования аустенита наиболее вероятна при высокоскоростном нагреве легированных сталей. Наличие в сталях карбидообразующих элементов может приводить к появлению специальных карбидов, взаимодействие которых с ферритом затруднено. Элементы, расширяющие у-область, такие как Ni и Мп, способствуют снижению температуры Tq, что должно облегчать осуществление перегрева до температур, при которых становится возможным бездиффузионное превращение.
Экспериментальные данные, полученные в основном на без-углеродистых сплавах железа, свидетельствуют о том, что а—у-пре-вращение может начинаться кристаллографически упорядоченным сдвигом. Так, например, при образовании аустенита в хромистом железе при быстром нагреве на полированной поверхности был обнаружен микрорельеф (М.А. Штремель), что является внешним признаком сдвигового превращения. Первые участки аустенита возникали в основном на границах зерен феррита и имели игольчатую форму. Такая форма зародышей характерна для случая, когда существует типичная для сдвигового превращения взаимная ориентация решеток новой и исходной фаз, а границы между ними когерентны. В последние годы при сверхскоростном лазерном нагреве наблюдали сдвиговое бездиффузионное образование аустенита в перлитной колонии и в углеродистой стали (В.М. Счастливцев).
63
Рис. 3.13. Схематическое изображение изменения свободной энергии фаз при образовании аустенита
Исследования, проведенные на доэвтекгоидных сталях, показали, что аустенитные участки, возникающие в избыточном феррите, могут содержать значительно меньшее количество углерода, чем это следует из диаграммы Fe—С. О принципиальной возможности образования такого неравновесного аустенита свидетельствуют следующие рассуждения. Рассмотрим изменение свободной энергии фаз при нагреве углеродистой стали состава Q (рис. 3.13). При температуре t\ свободная энергия исходной феррито-карбидной структуры определяется точкой, лежащей на линии ахк. При а—у-превра-
щении в равновесии должны находиться феррит состава а и аустенит состава Ь. В этом случае наблюдается максимальное снижение свободной энергии системы (линия а\Ь\). Однако определенное уменьшение свободной энергии системы достигается и при образовании аустенита состава, соответствующего точкам или by (линии G[Z>2 и Я|йз). Хотя образование аустенита с пониженным содержанием углерода и сопровождается меньшими изменениями свободной энергии, чем при возникновении у-фазы равновесного состава, с кинетической точки зрения этот процесс может оказаться выгодным, так как требует менее значительного перераспределения углерода.
Вышеприведенные данные, а также результаты других экспериментов свидетельствуют о возможности двухстадийного формирования зародышей аустенита. На первой стадии в феррите по сдвиговому механизму возникают зародыши метастабильного ма
64
лоуглеродистого аустенита, решетка которого когерентно связана с решеткой феррита. На второй стадии в аустените происходит увеличение концентрации углерода до равновесных значений. По мере развития аустенитных зародышей когерентность их границ нарушается и дальнейший рост зародышей происходит по нормальному диффузионному механизму.
Особенности ориентированного образования аустенита будут рассмотрены в главе 9, посвященной структурной наследственности.
3.3. РОСТ АУСТЕНИТНОГО ЗЕРНА
В начале настоящей главы указывалось, что размер аустенитного зерна является важной характеристикой стали. При охлаждении после аустенитизации продукты превращения формируются в пределах каждого аустенитного зерна. Поэтому размер зерна в существенной мере влияет на их дисперсность, а следовательно, и на свойства стали. Чем крупнее аустенитное зерно, тем грубее продукты превращения при охлаждении и тем ниже уровень прочности стали. Укрупнение зерна аустенита отрицательно сказывается на пластичности, ударной вязкости и особенно на сопротивлении хрупкому разрушению. В связи с этим при проведении термической обработки за очень немногочисленными исключениями стремятся получить мелкозернистую структуру.
При нагреве к концу а—у-превращения формируется аустенитное зерно определенного размера. Его принято называть начальным аустенитным зерном. При исходной ферритно-карбидной структуре размер начального аустенитного зерна определяется соотношением числа возникающих зародышей аустенита и линейной скоростью их роста и зависит от многих факторов. Так, чем выше содержание углерода в стали, тем больше в ней карбидной фазы, а значит, больше поверхность раздела феррит—цементит и число возникающих зародышей аустенита. Поэтому при прочих равных условиях увеличение содержания углерода в стали способствует уменьшению размера начального аустенитного зерна. По той же причине аналогичный эффект вызывает увеличение дисперсности карбидной фазы.
При нагреве стали со структурой зернистого перлита наличие большого количества карбидных частиц обуславливает возникновение многочисленных зародышей аустенита, которые, разрастаясь до столкновения друг с другом, не могут достичь крупных размеров. Поэтому начальное аустенитное зерно оказывается мелким.
65
Время, мин
Рис. 3.14. Влияние температуры нагрева и продолжительности выдержки на размер аустенитного зерна стали с 0,8 %С (С.И. Гаев)
При структуре пластинчатого перлита ввиду специфики роста аустенитных участков нагрев приводит к образованию более крупного начального аустентного зерна (см. раздел 3.2).Тем не менее в случае исходной ферритно-карбидной структуры можно считать, что начальное аустенитное зерно практически всегда достаточно мелкое (порядка 10...30 мкм).
Так как границы зерен обладают повышенной энергией, то после завершения а—у-превращения увеличение длительности выдержки или повышение
температуры нагрева сопровождается самопроизвольным ростом зерен, что приводит к уменьшению числа зерен и протяженности их границ. Зерно, получаемое в тех или иных условиях нагрева, называют действительным аустенитным зерном.
В изотермических условиях рост аустенитного зерна начинается после определенного инкубационного периода, длительность которого с повышением температуры уменьшается. Рост аустенитных зерен происходит путем миграции границ. Его кинетика может быть различной. При изотермической выдержке может наблюдаться относительно равномерный рост одних зерен за счет других, при этом зеренная структура остается сравнительно однородной. При оценке площадей, занимаемых на шлифе зернами различного размера, будет наблюдаться одномодальное их распределение. По истечении некоторого времени рост зерна практически прекращается. Средний размер сформировавшегося зерна тем больше, чем выше температура изотермической выдержки (рис. 3.14).
Однако часто рост аустенитного зерна протекает по-другому, неравномерно. Этот процесс в литературе иногда описывают, как прерывистый рост зерен. Кинетику этого роста можно условно разделить на три стадии. На первой стадии процесса величина аустенитных зерен остается практически неизменной, несмотря на увеличение продолжительности выдержки. На второй стадии в мелкозернистой матрице начинают быстро расти отдельные зер-
66
Рис. 3.15. Схема роста аустенитного зерна в наследственно крупнозернистых (1) и наследственно мелкозернистых (2) сталях:
t„ _ температура нагрева при технологической пробе
на. При этом в стали наблюдается бимодальное распределение зерен по площадям. Рост крупных зерен продолжается до тех пор, пока не исчезнут все мелкие зерна. Да
лее наступает третья стадия, на
которой происходит медленное подрастание наиболее крупных образовавшихся зерен за счет более мелких, и вновь имеет место
одномодальное распределение крупных зерен по площадям.
Неравномерный рост аустенитного зерна можно объяснить следующим образом. Находящиеся в стали дисперсные частицы карбидов, нитридов и неметаллических включений задерживают при нагреве миграцию большеугловых границ и тормозят рост зерна. Такой барьерный эффект сохраняется до определенных температур. Он исчезает, когда частицы начинают растворяться или происходит их заметная коалесценция. Оба эти процесса идут неравномерно по объему аустенита, поэтому в одних участках рост зерна происходит быстрее, чем в других, и вследствие этого возникает разнозернистость.
Все стали по склонности к росту аустенитного зерна можно разделить на две группы: наследственно крупнозернистые и наследственно мелкозернистые. В наследственно крупнозернистых сталях зерно начинает быстро и более или менее равномерно расти уже при небольших нагревах выше Асу В наследственно мелкозернистых сталях мелкое зерно сохраняется до температур нагрева, значительно превышающих Лез (950... 1100 °C). С переходом через некоторую определенную температуру начинается бурный рост отдельных зерен и возникает разнозернистая структура. При очень высоких температурах нагрева зерно у наследственно мелкозернистой стали может оказаться даже более крупным, чем у наследственно крупнозернистой (рис. 3.15).
Склонность зерна аустенита к росту определяют технологической пробой, проводимой в нормированных условиях. Температура нагрева должна быть одинаковой для всех сталей и такой, чтобы
67
получить, возможно, большее различие размера зерна в наследственно мелкозернистой и наследственно крупнозернистой сталях. Как следует из схемы, приведенной на рис. 3.15, это достигается при нагреве до, возможно, более высокой температуры, еще не вызывающей существенного роста зерна в наследственно мелкозернистой стали. С другой стороны, температура технологической пробы должна превышать температуру при обычной термической обработке, чтобы при проведении последней гарантировать сохранение мелкозернистости наследственно мелкозернистой стали. С учетом сказанного выше температуру нагрева для проведения технологической пробы на склонность зерна аустенита к росту выбрали равной 930 °C. Доэвтектоидную сталь цементируют при этой температуре в течение восьми часов, а заэвтектоидную выдерживают три часа. В обоих случаях по окончании выдержки сталь медленно охлаждают, что приводит к выделению вторичных карбидов по границам аустенитного зерна и позволяет металлографически легко определить его размер по карбидной сетке.*
Из вышеизложенного следует, что стандартная технологическая проба характеризует склонность аустенитного зерна к росту лишь при строго определенных условиях. Зерно, выявленное стандартной пробой, называют наследственным.
Для всех сталей, вне зависимости от их склонности к росту аустенитного зерна, можно обеспечить при нагреве формирование мелкозернистой структуры. С повышением температуры число зародышей аустенита растет быстрее, чем линейная скорость их роста, в результате чего уменьшается размер начального аустенитного зерна. Следовательно, при быстром нагреве до высоких температур и кратковременных выдержках может быть получено мелкое аустенитное зерно. Такой эффект используется при некоторых методах термической обработки, связанных с высокоскоростным нагревом (см. главу 16).
Нагрев до температур, значительно превышающих критические точки, и сопровождающийся образованием крупного зерна аустенита, принято называть перегревом. Сталь в состоянии перегрева имеет крупнокристаллический излом. Перегрев следует отличать от пережога, к которому приводят выдержки при излишне высоких температурах в окислительной атмосфере. Пережог стали
*Для оценки размеров зерна используется стандартная шкала (ГОСТ 5639—82). Стали с аустенитным зерном № Г..4 принято считать крупнозернистыми, а стали с зерном № 5 и более — мелкозернистыми.
68
может быть связан как с оплавлением приграничных объемов зерна, обогащенных примесями, понижающими температуру плавления, так и с интенсивным окислением границ зерен и образованием различных оксидных соединений на них. Эти процессы катастрофически ослабляют межзеренное сцепление, способствуя хрупким разрушениям и резкому снижению пластичности и даже прочности. Если перегрев во многих случаях поддается исправлению термической обработкой, то пережог является неисправимым браком.
Рассмотрим влияние некоторых факторов на склонность аустенитного зерна к росту. Увеличение содержания углерода в аустените способствует росту зерна. Но если содержание углерода превысит его предельную концентрацию в аустените (линия SE на диаграмме состояний Fe—С) и в структуре появятся частицы цементита, то рост аустенитного зерна затормозится.
Склонность аустенитного зерна к росту в существенной мере зависит от способа выплавки и раскисления стали, состава используемой шихты. Эти факторы оказывают влияние на содержание примесей, природу и количество неметаллических включений, играющих роль барьеров при росте аустенитного зерна. Стали, выплавленные в электропечи, как правило, обладают более мелким зерном, чем выплавленные в мартеновской печи. При кислой футеровке мартеновской печи выплавляемая сталь имеет большую склонность аустенитного зерна к росту, чем при основной футеровке. В спокойных сталях зерно при нагреве меньше склонно к росту, чем в кипящих. Вакуумно-дуговой и электрошлаковый переплавы, обеспечивая получение сталей высокой чистоты, облегчают рост аустенитного зерна при нагреве.
На склонность к росту аустенитного зерна влияют пластическая деформация и высокотемпературные нагревы перед окончательной термической обработкой, которые изменяют дисперсность и характер распределения частиц в металле.
Анализируя влияние легирующих элементов на рост аустенитного зерна, следует учитывать, находятся ли они в твердом растворе или образуют вторые фазы. Если легирующие элементы присутствуют в твердом растворе, то их воздействие на рост аустенита, как правило, относительно невелико. Причины их влияния могут быть различными. Во-первых, легирующие элементы изменяют энергию границ зерен, что сказывается на движущей силе миграции границ. Во-вторых, они смещают критические точки сталей. Чем выше точка Ас^, тем выше температура начала интенсивного
69
роста аустенитного зерна. Кроме того, легирование влияет на процессы диффузии в аустените.
Влияние легирующих элементов, находящихся в твердом растворе, на склонность аустенитного зерна к росту носит сложный характер и зависит не только от их содержания, но и от состава основы стали и температуры нагрева. Существует определенная противоречивость в экспериментальных данных и во мнениях о природе воздействия ряда элементов на рост аустенитного зерна. Тем не менее можно указать на следующие закономерности. Никель и медь незначительно препятствуют росту аустенитного зерна. Алюминий, находясь в твердом растворе, несколько увеличивает склонность зерна к росту, но если он присутствует в виде дисперсных частиц нитрида алюминия, то способствует эффективному измельчению зерна (рис. 3.16). Аналогичным образом
а
Рис. 3.16. Микроструктура стали 10ХНМФ после ускоренного нагрева до 900°С, 4 ч, Х250:
а — сталь с малым содержанием алюминия (0,005%); б — сталь, раскисленная алюминием (0,025% А1)
б
70
Рис. 3.17. Влияние ванадия на рост аустенитного зерна в стали с 0,2% С (И.Н. Голиков):
1 - 0,012% V; 2 - 0,056% V; 3 - 0,142% V
влияет и кремний. Хром, если он не связан в карбиды, слабо ускоряет рост аустенитного зерна. Более заметно увеличивает склонность аустенитного зерна к росту марганец, что обычно связывают с понижением точки Acj. Способ-
ствуют росту аустенитного зерна фосфор и особенно бор.
Существенное торможение роста зерна наблюдается в том случае, если в аустените присутствуют вторые фазы (карбиды, нитриды, оксиды, сульфиды). Максимальный размер аустенитного зерна (D) зависит от размера частиц и их количества. Качественный характер этой зависимости иллюстрирует формула Зинера
D = (4/3) (г//),
(3.3)
где г — радиус частицы; f — объемная доля частиц.
Уменьшению склонности к росту аустенитного зерна способствуют такие элементы, как Сг, Mo, V, Nb и Ti, образующие специальные карбиды и нитриды. Чем устойчивее эти фазы при нагреве, тем до более высоких температур сохраняется мелкое зерно (рис. 3.17). Хром, образуя относительно легко растворимые карбиды, сравнительно слабо препятствует росту зерна. Особенно эффективно уменьшает склонность к росту зерна аустенита легирование элементами V, Nb и Ti, когда в стали формируются дисперсные труднорастворимые карбиды. Как уже отмечалось, существенно затрудняет рост зерна и алюминий, если он образует дисперсные нитриды и оксиды.
71
Глава 4
ДИФФУЗИОННОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ
Если нагретую до аустенитного состояния сталь охладить ниже критических точек, то в зависимости от температуры переохлаждения могут протекать диффузионное (перлитное), промежуточное (бейнитное) и мартенситное превращения. Диффузионное пре вращение переохлажденного аустенита, заключающееся в образовании феррита и карбидов, реализуется при относительно высоких температурах, когда диффузионная подвижность атомов железа и углерода достаточно велика.*
Диффузионное превращение переохлажденного аустенита развивается как и любой нормальный диффузионный процесс формирования новых фаз в твердом состоянии: диффузионное перераспределение компонентов сочетается с неупорядоченным переходом атомов через межфазную границу. В зависимости от химического состава стали и условий охлаждения диффузионный распад переохлажденного аустенита протекает либо полностью по эвтектоидной реакции с образованием перлита (ферритно-карбидной структуры), либо формированию эвтектоида может предшествовать выделение избыточного феррита или избыточного цементита.
Из диаграммы состояний Fe—С следует, что образование феррита становится принципиально возможным, когда при охлаждении фигуративная точка аустенита оказывается ниже линии GS и ее продолжения (рис. 4.1, о). Если фигуративная точка аустенита будет находиться ниже линии ES и ее продолжения, то появляется возможность образования цементита. Одновременное возникновение феррита и цементита и формирование эвтектоида можно ожидать тогда, когда фигуративная точка аустенита будет ниже продолжений линий GS и ES.
’Распад переохлажденного аустенита по диффузионному механизму при определенных условиях может сопровождаться образованием не карбидов, а графита, являющегося более стабильной фазой. В настоящей книге этот вопрос не рассматривается.
72
Рис. 4.1. Участок диаграммы состояний Fe—С (зародыши феррита с размерами Г| > г2 > Гз > г4) — (а); зависимость объемных скоростей образования феррита Уф и цементита Va от температуры — (б) и химического состава сталей — (в); характер распределения углерода около зародыша феррита размером q — (г)
4.1.	ОБРАЗОВАНИЕ ФАЗ ПРИ ДИФФУЗИОННОМ ПРЕВРАЩЕНИИ
Зарождение и рост феррита и цементита. Обе фазы, феррит и цементит, возникающие при диффузионном превращении, существенно отличаются по содержанию углерода от первоначального аустенита и поэтому для образования их зародышей требуются значительные флуктуации состава. Если феррит или цементит выделяются как избыточные фазы, то их зарождение происходит преимущественно на границах аустенитных зерен. Они также возникают на нерастворившихся при нагреве карбидах и частицах неметаллических включений. Местами предпочтительного зарождения феррита и цементита могут быть и некоторые несовершенства кристаллической решетки (малоугловые границы, полосы скольжения и т. д.).
73
Рассмотрим процесс образования феррита. При охлаждении доэвтектоидной стали состава С( из аустенитной области до температуры /|, находящейся ниже А^, когда свободная энергия феррита станет меньше свободной энергии аустенита, начну! возникать зародыши новой фазы различного размера. Однако не все они будут способны к росту. На диаграмме состояний Fe—С, приведенной на рис. 4.1, а, проведены дополнительные линии, отражающие условия метастабильного равновесия для зародышей размеров Гц г2, гз и т- Д- Зародыши с размерами rt и г2 могут расти. При их образовании равновесная концентрация углерода у границы раздела фаз аустенит—феррит Су_и оказывается выше концентрации углерода в объеме аустенита Q. Следовательно, в аустените начнет развиваться диффузия углерода от межфазной границы, что вызовет рост зародышей феррита. Для данной степени переохлаждения зародыши феррита размером являются зародышами критического размера; более мелкие зародыши расти не могут.
Понижение температуры превращения приводит к уменьшению критического размера зародышей и количество их возрастает. Однако чем ниже температура, тем меньше диффузионная подвижность атомов. Поэтому кривая зависимости числа зародышей феррита от степени переохлаждения относительно точки А3 должна иметь максимум. Аналогичным образом от степени переохлаждения зависит линейная скорость роста зародышей феррита: снижение температуры превращения увеличивает градиент концентрации углерода в аустените, пропорциональный Су_а— Cj, но одновременно возрастает перепад концентраций углерода на границе раздела фаз А и уменьшается коэффициент диффузии этого элемента. Объемная скорость образования феррита, которая определяется количеством возникающих зародышевых центров и линейной скоростью их роста, с повышением степени переохлаждения также будет сначала возрастать, достигая максимума при определенной температуре, а затем уменьшаться (рис. 4.1, б).
Со снижением содержания углерода в доэвтектоидной стали при одинаковой температуре переохлаждения критический размер зародышей уменьшается, а число зародышей растет. Увеличивается и линейная скорость роста зародышей, так как возрастает градиент концентрации углерода на границе аустенит—феррит. Следовательно, чем меньше в доэвтектоидной стали углерода, тем при прочих равных условиях больше объемная скорость образования феррита (рис. 4.1, в).
74
Подобные рассуждения справедливы и для образования цементита при охлаждении заэвтектоидных сталей из аустенитной области до температур, лежащих ниже точки Аст. Отметим лишь следующие особенности выделения цементита.
1.	Для цементита характерна меньшая объемная скоростъ образования, чем для феррита, так как для возникновения зародышей цементита требуются большие флуктуации углерода, а рост зародышей происходит медленней, что в основном связано со значительно большим перепадом концентрации углерода на границе раздела фаз.
2.	Увеличение содержания углерода в заэвтектоидной стали при постоянной температуре превращения сопровождается ростом объемной скорости образования цементита (см. рис. 4.1, в).
Зарождение и рост перлита (эвтектоида). Если при охлаждении стали фигуративная точка аустенита оказывается между продолженными линиями GSb ES, то становится принципиально возможным одновременное образование равновесных фаз — феррита и цементита. При этом могут наблюдаться два случая: зародыши обеих фаз развиваются в контакте между собой, в результате чего формируется эвтектоид; зародыши феррита и цементита возникают и растут независимо друг от друга.
Удобно рассмотреть образование ферритно-карбидной структуры на примере эвтектоидной стали. Структура эвтектоида с типичным пластинчатым строением возникает при степенях переохлаждения, достаточных для того, чтобы состав аустенита вблизи образующихся зародышей феррита и цементита претерпел существенные изменения в соответствии с положением продолжений линий GSh ESна диаграмме состояний Fe—С. Формирование эвтектоида может начаться с появлением зародыша как феррита, так и цементита. Зарождение перлитной колонии обычно начинается на границе аустенитного зерна или на границах ранее выделившихся избыточных фаз: феррита — в до- и цементита — в заэвтектоидной стали. Если возник зародыш цементита, то при его росте аустенит в прилегающих к нему областях обедняется углеродом и создаются благоприятные условия для зарождения феррита. Затем около зародыша цементита появится два ферритных зародыша. Так как концентрация углерода в феррите мала, то при росте его зародышей окружающий аустенит обогащается углеродом. Повышенная концентрация углерода в объемах аустенита, прилегающих к ферритным участкам, облегчает образование новых зародышей цементита. Ввиду того что участки новой фазы огра-
75
Рис. 4.2. Колонии пластинчатого перлита в стали 120Г4, *20000
ничены с боков участками другой фазы, их рост в глубь аустенита приводит к образованию пластин. В результате формируются колонии пластинчатого перлита (рис. 4.2).
Если вначале в аустенитной структуре возникнет зародыш феррита, то при его росте прилегающий к нему аустенит начнет обогащаться углеродом, что приведет к выделению с двух его сторон пластин цементита. Далее превращение будет развиваться как описано выше.
Боковой рост перлитной колонии происходит путем многократного чередования образования пластин феррита и цементита. В соответствии с диаграммой состояния Fe—С и правилом фаз в эвтектоидной стали при распаде аустенита должно образоваться 88 % феррита и 12 % цементита. Поэтому в ней ферритные пластины имеют толщину в несколько раз большую, чем цементит-ные. Фронтальный рост перлитной колонии происходит путем кооперативного удлинения пластин обеих фаз, перед торцами которых возникает градиент концентрации углерода в аустените. Синхронизация скоростей роста ферритных и цементитных пластин обусловлена минимализацией диффузионных путей перераспределения углерода в аустените. Так как при удлинении пластин эти пути не меняются, то скорость роста пластин остается посто-
76
Рис. 4.3. Схема зарождения и роста перлитных колоний (Р. Мэйл и У. Ха гель)
янной при данной степени переохлаждения. Пластины в процессе превращения могут изменять направление роста, например, вследствие дефектов структуры аустенита, в результате чего начинается образование новой перлитной колонии. Возникновение новой колонии может происходить не только вследствие зарождения на границах зерна, но и в других местах, например на боковой поверхности крайней пластины уже растущей колонии (рис. 4.3). Перлитные колонии растут до столкновения друг с другом. Таким образом в одном аустенитном зерне возникает несколько перлитных колоний.
Чем больше степень переохлаждения, тем больше разница в свободной энергии старой и новых фаз, тем больше возникает зародышевых центров и тем тоньше пластины обеих фаз, образующих перлитные колонии. С уменьшением толщины пластин укорачиваются пути, по которым развиваются процессы диффузии, и скорость роста перлитных колоний возрастает. Кроме того, с понижением температуры превращения увеличивается разность концентраций Су.а— Су_к, что способствует ускорению процессов диффузии в аустените и, следовательно, повышает скорость роста перлитных колоний. Увеличение числа зародышевых центров и скорости роста перлитных колоний с понижением температуры приводит к росту объемной скорости превращения. Однако, начиная с определенной температуры, ввиду снижения диффузионной подвижности атомов и связанного с ним затруднения возникновения и роста зародышей объемная скорость образования эвтектоида снижается.
При очень малой степени переохлаждения эвтектоидной стали ниже выделение феррита или цементита весьма незначительно изменяет состав аустенита вблизи межфазных границ, что уменьшает стимул развития фаз в контакте между собой с формированием типичных эвтектоидных колоний (пластинчатого перлита).
77
В этом случае начнет преобладать раздельный рост феррита и цементита и образование ферритно-карбидных структур, не имеющих характерных черт эвтектоида. Такие структуры принято называть анормальными. Характер изменения объемных скоростей образования пластинчатого перлита, феррита и цементита в эвтектоидной стали в зависимости от степени переохлаждения можно представить в виде схемы, приведенной на рис. 4.4.
На скорость раздельного и совместного образования фаз влияет химический состав стали. Если при температуре (рис. 4.5) фигуративная точка аустенита находится на продолжении линии GS, то объемная скорость самостоятельного образования феррита должна быть равна нулю. По мере уменьшения содержания углерода в аустените она постепенно увеличивается. Точно также объемная скорость самостоятельного образования цементита равна нулю, когда фигуративная точка аустенита находится на продолжении линии ES, и будет возрастать по мере увеличения содержания углерода. Вследствие этого скорость образования эвтектоида равна нулю, когда фигуративная точка аустенита попадает на продолжение линий GS и ES. Максимум скорости образования эвтектоида должен наблюдаться в стали, состав которой близок к эвтектоидному.
Из рис. 4.5 следует, что при постоянной температуре скорость образования эвтектоида выше скорости самостоятельного образо вания феррита и цементита, когда фигуративная точка аустенита находится в интервале концентраций ab. При изменении температуры превращения характер зависимости скоростей образования отдельных фаз и эвтектоида от химического состава сохраняется. Если определить положение точек а и b для разных температур, то на диаграмме состояний Fe—С можно указать область (на рис. 4.5 она заштрихована), в которой скорость образвания эвтектоида окажется выше скорости раздельного образования феррита и цементита. При охлаждении до- и заэвтектоидных сталей образование эвтектоида становится заметным лишь тогда, когда скорость его возникновения станет больше скорости образования отдельных фаз, т. е. когда фигуративная точка аустенита окажется не только между продолжениями линий GS и ES, но и в заштрихованной области.
Важной характеристикой перлитной структуры является межпластинчатое расстояние Sg — средняя сумма толщин ферритных и цементитных пластин. Как было сказано выше, с увеличением степени переохлаждения величина 5g уменьшается (рис. 4.6). Одно
78
Рис. 4.4. Соотношение объемных скоростей образования феррита (Рф), цементита (Иц) и эвтектоида (ИЭ11Т) для эвтектоидной стали в зависимости от температуры превращения
Содержание углерода---►
Рис. 4.6. Зависимость межпластинчатого расстояния 5() в перлите углеродистых сталей от температуры переохлаждения
Рис. 4.5. Участок диаграммы состояний Fe—С (а) и соотношение скоростей образования феррита (Рф), цементита (Рц) / и эвтектоида (Рфкс) при температуре /| в зависимости от химического состава стали (б)
из возможных объяснений такой закономерности предложено Зинером. Чем тоньше пластины феррита и цементита, тем короче диффузионные пути перераспределения углерода в аустените перед фронтом колонии и тем быстрее ее рост. Но с уменьшением толщины пластин обеих фаз увеличивается суммарная поверхность их раздела, а, следовательно, растет и величина поверхностной энергии, что снижает термодинамический стимул превращения, который определяется разностью свободных энергий аустенита и перлита. При данной степени переохлаждения устанавливается такое межпластинчатое расстояние, при котором скорость роста пластин будет максимальной. Величина Sq может уменьшаться лишь при увеличении степени переохлаждения, когда возрастает выигрыш в свободной энергии, что позволяет покрыть затраты на увеличение поверхности раздела между ферритными и цементитными пластинами.
Другой характеристикой эвтектоида является размер перлитных колоний, который также уменьшается с увеличением степени переохлаждения.
На практике при оценке степени дисперсности эвтектоида часто используют термины сорбит и троостит. При этом под перлитом понимают лишь эвтектоид, формирующийся при распаде переохлажденного аустенита стали при температурах 700...650 °C, имеющий Sq порядка 0,5... 1,0 мкм и поэтому хорошо разрешаемый при средних увеличениях светового микроскопа. Если диффузионное превращение протекает при 650...600 °C, то величина *У0 со ставляет 0,2...0,4 мкм и пластинчатое строение эвтектоида в световом микроскопе выявляется при очень больших увеличениях. Такой эвтектоид получил название сорбит. Эвтектоид, формирующийся при больших переохлаждениях с Sq около 0,1 мкм и разрешаемый только при исследовании в электронном микроскопе, был назван трооститом.
В пределах перлитной колонии пластины одной фазы имеют еди ную кристаллографическую ориентировку. Кроме того, между ферритом и цементитом существуют вполне определенные ориентационные соотношения, обеспечивающие минимум упругой и поверхностной энергии при превращении. Они могут быть двух типов:
ориентационные соотношения Багаряцкого (о.с.Б.):
(100)ц||(011)а, (010)ц||(1Т1)а, (001)ц|| (211)а
80
Рис. 4.7. Расположение атомов железа в сопрягающихся плоскостях (001)ц || {215}а при о.с. П: черные кружки — атомы железа в плоскости (001) ц; светлые кружки — атомы железа в плоскости {215)а; 1 — в первом и 2 — во втором слое
и ориентационные соотношения Питча (о.с.П.):
(100)ц - 2,6° от (311)а,
(010)ц - 2,6° от (131)а,
(001)ц || (215)а.
Габитусная плоскость цементитных пластин в перлите зависит от типа ориентационных соотношений. При о.с.Б. плоскость (101)ц|| {112}а, а при о.с.П. плоскость (100)ц|| {125}а, что объясняется хорошим совпадением атомов железа в указанных плоскостях феррита и цементита, обеспечивающим образование поверхности раздела фаз с малой энергией. На рис. 4.7 показано взаимное расположение атомов железа в феррите и цементите на поверхности сопряжения этих фаз при о.с.П.
В перлитных колониях встречаются оба ориентационных соотношения. Но при этом прослеживается определенная тенденция: чем выше температура образования перлита, тем вероятнее появление колоний с о.с.П.; наоборот, при более низких температурах превращения возрастает вероятность появления колоний перлита, в которых между ферритом и цементитом выполняются о.с.Б.
Кроме взаимной кристаллографической ориентировки феррита и цементита в пределах одной перлитной колонии, можно рассмотреть ориентационную связь между структурными составляющими перлита и первоначальным аустенитом. Как правило, колонии перлита зарождаются по границам аустенитного зерна, при этом ориентационная связь между кристаллической решеткой аустенита и образующимися на его месте ферритными и цемен-титными пластинами отсутствует. Но часто феррит и цементит имеют ориентационную связь с соседним аустенитным зерном, которое играет роль подкладки для зарождения перлитной колонии.
Зарождение перлитных колоний может происходить не только по границам, но и внутри аустенитного зерна. При этом возможна ориентационная связь феррита и цементита с аустенитом, на месте
81
которого они появились. Такая закономерность экспериментально наблюдается в крупнозернистых сталях, когда перлитные колонии зарождаются на видманштеттовых выделениях феррита или цементита, имеющих ориентационную связь с аустенитом. (О видманштеттовых выделениях избыточных фаз смотрите в разделе 4.2).
Рассмотренный механизм образования плоскопараллельных пластин феррита и цементита есть некоторая идеализированная схема эвтектоидного превращения, которая в реальных условиях часто нарушается. Металлографические исследования показывают, что пластины обеих фаз обычно искривлены. Иногда цемен-титные пластины в перлите имеют зигзагообразный вид. Такие "искажения" могут быть связаны с дефектами строения аустенита, наличием включений. Возможно искривлению пластин способствуют напряжения, которые возникают в результате объемных изменений, сопровождающих превращение аустенита в перлит.
Наличие в структуре криволинейных пластин может быть обусловлено и иным характером роста перлитных колоний. Экспериментально установлено, что формирование перлитных колоний происходит еще одним механизмом — ветвлением пластин обеих фаз. Исследования высокоуглеродистых сплавов показали, что в процессе роста каждая пластина цементита в одних участках объединяется с соседними, в других дает ответвления, на базе которых вырастают новые пластины. В конечном итоге все цементитные пластины перлитной колонии оказываются связанными в одну систему. Исходя из этой модели, перлитную колонию можно рассматривать как бикристалл, состоящий из разветвленных пластинчатых кристаллов цементита и феррита (Ю.Н. Таран).
Пластины цементита в перлите бывают раздроблены на отдельные части, между которыми существуют "ферритные мостики". Нередко наблюдается разбиение перлитных колоний на отдельные объемы, которые имеют между собой небольшую разориентиров-ку, не превышающую нескольких градусов. В связи с этим было введено понятие субколоний перлита по аналогии, как зерна феррита или аустенита могут разбиваться на отдельные субзерна.
В структуре сталей нередко встречаются перлитные образования в виде розеток (друз), в которых рост пластин происходит из одной точки в разные стороны (рис. 4.8). Наиболее вероятно появление такого перлита при развитии распада аустенита при достаточно больших переохлаждениях, когда зарождение новых фаз может происходить не только по границам аустенитных зерен, но и в теле зерна.
82
В доэвтектоидных сталях наблюдали образование колоний перлита с цементитом, имеющим форму разветвленных стержней, причем между ферритом и цементитом реализовались те же ориентационные соотношения, что и в пластинчатом перлите. Стержни имели форму цилиндров или многогранников. Расстояние между ними близко к межпластинчатому расстоянию в пластинчатом перлите, образовавшемся при той же температуре превращения. Предполагается (Г.Д. Сухомлин), что переход от пластинчатой морфологии перлита к стержневой может быть обусловлен уменьшением суммарной площади межфазных границ и связанной с ней свободной энергией системы. Это условие может быть выполнено, в частности, если вместо пластины шириной / и толщиной b образуется менее чем l/nb стержней диаметром более 2Ь.
При диффузионном превращении переохлажденного аустенита встречаются и другие отклонения от типичной перлитной структуры. Следует констатировать, что пока не существует четкой классификации различных морфологических типов перлита, причины и условия их формирования тоже еще окончательно не ясны.
а
Рис. 4.8. Рост друз перлита (псевдоэвтектоида) в стали У15:
а - х 400: б - х15000
83
Кинетика диффузионного превращения. В эвтектоидной стали диффузионное превращение в изотермических условиях развивается так же, как и любой кристаллизационный процесс, протекающий в твердом состоянии. Появление перлита фиксируется после определенного инкубационного периода, в течение которого происходят процессы подготовки, заключающиеся в изменении взаимного расположения атомов различных элементов и, вероятно, образовании зон (кластеров). Последние в дальнейшем могут стать центрами зарождения новых фаз. Сначала скорость образования перлита мала. Постепенно увеличиваясь, она достигает максимума примерно при 50 % продуктов распада. Затем превращение затухает, завершаясь при достаточной выдержке полным распадом переохлажденного аустенита (рис. 4.9, а).
И.Л. Миркин установил следующую связь между количеством превратившегося переохлажденного аустенита и скоростями образования и роста зародышевых центров:
/(т) = 1 - ехр[-лД;б’3т4/3],	(4.1)
где Дт) — доля превратившегося аустенита; Nv — скорость образования зародышевых центров; G — скорость роста зародышей; т — время.
Из этого соотношения следует, что изменение G значительно сильнее, чем Nv, влияет на объемную скорость превращения.
Рис. 4.9. Кинетические кривые (а) и диаграмма (6) изотермического распада переохлажденного аустенита эвтектоидной стали (схема) при температурах /| > /2 > > й: 1 — начало распада; 2 — конец распада
б
84
С понижением температуры превращения, когда возрастают скорость образования зародышей и линейная скорость их роста, продолжительность инкубационного периода уменьшается, а скорость формирования перлитных колоний растет, приводя к уменьшению длительности всего процесса. Минимальная устойчивость переохлажденного аустенита эвтектоидной стали наблюдается около 550 °C. Дальнейшее снижение температуры вследствие значительного уменьшения скорости диффузионных процессов сопровождается ростом длительности инкубационного периода и замедлением превращения. Кинетика диффузионного превращения в эвтектоидной стали может быть представлена в виде С-образной диаграммы, на которой в координатах "температура-логарифм времени" нанесены кривые начала и конца распада переохлажденного аустенита (рис. 4.9, б).*
В вышеприведенных рассуждениях предполагалось, что при росте эвтектоидных колоний перераспределение углерода происходит в основном за счет его объемной диффузии в аустените. Однако выполненные, исходя из этих предположений, теоретические расчеты дают скорости роста эвтектоида значительно меньшие, чем получаемые при эксперименте. Это дало основание считать, что существенную роль в процессе роста играет диффузия вдоль межфазных границ аустенит—перлит. Во-первых, диффузия около таких границ облегчена; во-вторых, ориентация границ соответствует направлению диффузионного потока, определяемого разностью концентраций Су_а— Су_^. Какая диффузия, объемная или граничная, контролирует в конкретных условиях кинетику процесса, зависит от температурных условий превращения, а также от химического состава стали. Весьма вероятно, что роль пограничной диффузии должна возрастать по мере понижения температуры превращения.
До сих пор при рассмотрении эвтектоидного превращения считалось, что в процессе роста образуются фазы равновесного состава, т. е. концентрация углерода в феррите соответствует линии PQ диаграммы состояний Fe—С, а содержание углерода в цементите составляет 6,67 %. Но такое предположение не является бесспорным, особенно если распад переохлажденного аустенита протекает при достаточно низких температурах.
*В действительности при температурах ниже 500 °C картина распада переохлажденного аустенита становится более сложной, так как кроме диффузионного получает развитие промежуточное превращение (см. раздел 6.1).
85
Рис. 4.10. Участок диаграммы состояний Fe—С (а) и распределение равновесных концентраций углерода у границ растущей перлитной колонии (б)
Пусть эвтектоидная сталь после аустенитизации будет переохлаждена до относительно низкой температуры Zj и в ней начнется эвтектоидное превращение (рис. 4.10). При росте перлитной колонии на межфазных границах установятся концентрации углерода, которые можно определить, продолжив линии ES, GS и GP на диаграмме состояний Fe—С. При температуре t\ концентрация углерода в феррите около границы с аустенитом Са_у оказывается заметно более высокой, чем на границе с карбидом После продвижения границы феррит—аустенит в феррите останется перепад концентрации углерода поперек пластинок и соответственно возникнет диффузия этого элемента. Она будет снижать концентрацию углерода в феррите от Са_у до	что в свою очередь должно
приводить к подрастанию пластин цементита.
В углеродистых сталях, близких по составу к эвтектоидному, перлитное превращение при 500...480 °C полностью заканчивается за несколько десятков секунд. Расчеты, проведенные Д.А. Мирзаевым, показывают, что такого относительно кратковременного промежутка времени недостаточно для достижения во всем объеме пластин феррита равновесной концентрации углерода, которой на диаграмме состояний Fe—С соответствует линия PQ.
Приведенные рассуждения подтверждаются экспериментальными данными, в частности измерениями внутреннего трения.
86
Наличие в феррите перлита избыточного углерода должно приводить к твердорастворному упрочнению этой структурной составляющей. При дополнительном нагреве до температур, заметно превышающих температуру изотермического распада переохлажденного аустенита, вследствие интенсификации диффузионных процессов должно произойти окончательное выделение избыточного углерода из феррита и исчезновение эффекта твердорастворного упрочнения. И действительно при кратковременном нагреве до 650 °C стали с 0,72 % С со структурой тонкопластинчатого перлита, полученного в результате выдержки при 480 °C, наблюдали резкое снижение прочностных характеристик. При этом электронно-микроскопические исследования не обнаружили заметных изменений в строении перлита.
4.2.	ДИФФУЗИОННОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В ДОЭВТЕКТОИДНЫХ И ЗАЭВТЕКТОИДПЫХ СТАЛЯХ
При анализе распада переохлажденного аустенита в до- и за-эвтектоидных сталях следует учитывать выделение избыточных фаз — феррита и цементита. При переохлаждении доэвтектоидной стали состава Ct до температуры (рис. 4.11, а) на границах аустенитных зерен появляются зародыши феррита, около которых в аустените возникает градиент концентрации углерода. Диффузия углерода в аустените вызывает рост зародышей. Когда концентрация углерода в объеме аустенита достигнет равновесного значения (в соответствии с линией GS на диаграмме состояний Fe—С), рост ферритных участков прекратится. Зависимость количества феррита от длительности изотермической выдержки при температуре показана на рис. 4.11, б.
При переохлаждении стали ниже точки А[ до температуры /2 превращение также начинается с возникновения и роста зародышей феррита. Образование ферритных участков вызывает обогащение непревращенной части аустенита углеродом, чему на диаграмме состояний Fe—С соответствует смещение фигуративной точки аустенита вправо. Повышение содержания углерода в аустените обеспечивает возможность образования эвтектоида. В определенный момент скорость образования эвтектоида становится выше скорости самостоятельного образования феррита (на рис. 4.11, а фигуративная точка аустенита попадает в заштрихованный треугольник), процесс формирования перлитных колоний становится
87
Рис. 4.11. Участок диаграммы состояний Fe—C (а), кинетические кривые (б) и диаграмма (в) изотермического распада переохлажденного аустенита доэвтектоидной стали (схема):
1 — начало выделения феррита; 2 — начало образования эвтектоида;
3 — конец распада
доминирующим и подавляет образование избыточной фазы. На кинетической кривой появляется перегиб (рис. 4.11, б).
Следует подчеркнуть, что в действительности полного подавления процесса образования избыточной фазы не происходит: наряду с формированием эвтектоида продолжается более медленный процесс выделения избыточного феррита. Эксперименты показывают, что количество этой структурной составляющей во время выдержки после начала образования эвтектоида может ощутимо подрастать.
Чем ниже температура превращения, тем меньше возникает избыточного феррита, так как необходимы меньшие изменения состава аустенита, обуславливающие образование эвтектоида. При переохлаждении до температуры /3 (фигуративная точка аустенита сразу попадает в заштрихованный треугольник) феррит вообще не будет выделяться и превращение начинается с образования перлитных колоний. При этом вид кинетической кривой распада переохлажденного аустенита изменяется (см. рис. 4.11, б). Следо
88
вательно и в доэвтектоидных сталях при определенных условиях охлаждения можно получить полностью перлитную структуру, но с содержанием углерода ниже эвтектоидного.
Закономерности диффузионного превращения в заэвтектоидных сталях те же, что и в доэвтектоидных, только избыточной фазой является цементит. При переохлаждении этих сталей ниже точки А[ процесс распада переохлажденного аустенита осуществляется в два этапа. Сначала по границам аустенитных зерен выделяется избыточный цементит, затем в обедненном углеродом аустените начинается образование эвтектоида. С понижением температуры превращения количество образующегося цементита уменьшается, а количество эвтектоида возрастает. При достаточно больших переохлаждениях выделение избыточного цементита полностью подавляется и образуется лишь эвтектоид, содержащий весь углерод, находившийся в аустените.
Выделение избыточных фаз отображается на диаграммах изотермического распада переохлажденного аустенита до- и заэвтектоидных сталей. На них появляются линии начала образования избыточного феррита или цементита (рис. 4.11, в).
Согласно диаграмме состояний Fe—С в условиях, близких к равновесному состоянию, распад аустенита с образованием эвтектоида должен проходить тогда, когда после выделения избыточных феррита или цементита содержание углерода в аустените будет соответствовать эвтектоидной точке 5 (0,8 % С). Из вышеизложенного следует, что в доэвтектоидных сталях эвтектоид может содержать углерода менее 0,8 % и в тем меньшей мере, чем ниже температура превращения. При степенях переохлаждения, при которых фигуративная точка сразу попадает в заштрихованный треугольник (см. рис. 4.11, а), содержание углерода в эвтектоиде станет равным его содержанию в стали. В заэвтектоидных сталях содержание углерода в эвтектоиде может быть более 0,8 % и в пределе, т. е. при достаточно больших переохлаждениях, оно также будет равняться содержанию углерода в стали. Эвтектоид с концентрацией углерода, отличной от 0,8 %, называется квазиэвтектоидом.
При оценке зависимости кинетики диффузионного превращения от содержания углерода следует учитывать как характер его влияния на образование избыточных фаз и эвтектоида, так и ряд других факторов, изменяющих количество образующихся зародышей.
При температурах диффузионного превращения выше 550 °C наиболее устойчив переохлажденный аустенит сталей, близких по
89
составу к эвтектоидному. В доэвтектоидных сталях с понижением содержания углерода продолжительность инкубационного периода уменьшается, что обусловлено увеличением скорости образования избыточного феррита. В заэвтектоидных сталях, наоборот, устойчивость переохлажденного аустенита становится меньше с увеличением содержания углерода, но причины такого эффекта могут быть различны в зависимости от условий аустенитизации.
Если нагрев заэвтектоидной стали осуществлялся до температур, лежащих выше точки Аст, и произошло полное растворение цементита, то чем выше содержание углерода в стали, тем больше его в аустените и инкубационный период диффузионного превращения уменьшается вследствие увеличения скорости образования избыточного цементита. При нагреве в температурную область, лежащую выше А[, но ниже Аст, изменение содержания углерода в заэвтектоидной стали не влияет на его содержание в аустените (оно определяется положением линии SE). В этом случае уменьшение устойчивости переохлажденного аустенита с повышением содержания углерода обусловлено увеличением количества нерас-творившихся цементитных частиц, играющих роль зародышевых центров.
Наряду с нерастворившимися карбидами ускоряющее влияние на диффузионное превращение оказывает концентрационная неоднородность аустенита, облегчающая образование зародышей. Измельчение аустенитного зерна также ускоряет диффузионное превращение. Это обусловлено увеличением удельной поверхности границ зерен, которые являются местами предпочтительного зарождения новых фаз. С уменьшением размеров аустенитного зерна образующиеся перлитные колонии становятся мельче, что, однако, не сказывается на величине межпластинчатого расстояния, которое определяется степенью переохлаждения при превращении.
Повышение температуры аустенитизации увеличивает устойчивость переохлажденного аустенита, что может быть связано с укрупнением аустенитного зерна, более полным растворением карбидов и увеличением степени гомогенизации аустенита.
На кинетике диффузионного превращения сказывается наличие в стали неметаллических включений. Если они могут играть роль подложки при зародышеобразовании, то следует ожидать уменьшения устойчивости переохлажденного аустенита. Так как природа неметаллических включений, их количество и дисперсность зависят от способа выплавки и раскисления, режима плавки,
90	1
шихтовых материалов, то эти факторы также влияют на кинетику диффузионного превращения.
Морфология избыточных фаз в доэвтектоидных и заэвтекто-идных сталях зависит от содержания углерода в стали, степени переохлаждения и ряда других факторов.
В доэвтектоидных сталях с низким содержанием углерода (до 0,1 %) при диффузионном превращении феррит образуется в виде относительно равноосных зерен, которые растут практически до столкновения. При этом между ними остаются тонкие прослойки аустенита, обогащенного углеродом. Превращение в этих прослойках может происходить без образования типичного эвтектоида: феррит присоединяется к ферритным зернам, а цементит остается в виде прожилок по их границам. Такой цементит получил название структурно-свободного или структурно-выродившегося.
В сталях с содержанием углерода 0,2...0,4 % при сравнительно небольших переохлаждениях феррит также образуется в виде зерен, между которыми затем возникают перлитные колонии. При больших переохлаждениях a-фаза успевает выделиться лишь вблизи границ зерен, образуя оболочку, которая в световой микроскоп видна как сетка. С увеличением степени переохлаждения ферритная сетка становится тоньше. В сталях, приближающихся по составу к эвтектоидному, формирование сетки феррита может наблюдаться уже при небольших переохлаждениях.
При определенных условиях в доэвтектоидных сталях с содержанием углерода до 0,4...0,5 % избыточный феррит выделяется в виде правильно ориентированных пластин. Он получил название видманштеттова феррита (рис. 4.12). Образование видманштеттова феррита может происходить внутри аустенитного зерна, при этом часто возникают группы с параллельным расположением пластин. Пластины могут также расти от ферритной сетки, сформировавшейся до их появления.
Образованию видманштеттова феррита способствует крупное зерно аустенита. Чем крупнее аустенитное зерно, тем меньше роль его границ в зарождении феррита нормальным диффузионным механизмом и соответственно больше вероятность появления видманштеттова феррита. Поэтому чаще он встречается в сталях, подвергнутых нагреву до высоких температур (1100... 1150 °C и выше) и в литых сталях. Выделение видманштеттова феррита происходит при значительных переохлаждениях аустенита, а именно в интервале температур от Асу — (50... 100) °C до 700...600 °C. С увеличе-
91
Рис. 4.12. Ферритно-перлитная структура доэвтектоидной стали 40 с видманштеттовым ферритом:
а — Х150: б — *1000
нием содержания углерода в стали от 0,1 до 0,4 % доля видманштеттова феррита уменьшается.
Выделение видманштеттова феррита сопровождается появлением рельефа на поверхности полированного шлифа, что характерно для превращения по сдвиговому механизму. Образование его пластин происходит кристаллографически упорядоченно. Установлено, что ориентационное соотношение видманштеттова феррита и исходного аустенита близко к ориентационному соотношению Курдюмова—Закса {110}а||{111}у, которое реализуется в углеродистых сплавах при мартенситном превращении. Габитус пластин видманштеттова феррита близок к {111}у, отклонение составляет до 8°. Для видманштеттова феррита характерна повышенная плотность дислокаций, в результате чего его твердость выше твердости равноосных ферритных зерен.
Существуют две гипотезы о механизме образования видманштеттова феррита. Одна из них рассматривает его образование как
92
мартенситноподобное у—a-превращение. Так как оно протекает при высоких температурах, то это обусловливает интенсивное развитие релаксационных процессов и изменение строения межфазных границ, что приводит к затруднению перемещения последних (Р.И. Энтин). Поэтому скорость роста пластин видманштеттова феррита намного меньше, чем скорость роста кристаллов при мартенситном превращении. По-видимому, она лимитируется диффузионным отводом углерода от границ растущего кристалла.
Согласно другой гипотезе, утолщение пластин видманштеттова феррита происходит в результате движения ступенек вдоль границ аустенит—феррит. Предполагается, что поверхность пластин состоит из больших плоских участков, которые являются полностью или частично когерентными неподвижными границами, и высокоподвижных ступенек, через которые совершается диффузионный переход атомов из аустенита к ферриту. Пробег одной ступени вдоль ферритной пластины означает утолщение этой пластины на высоту ступеньки.
В заэвтектоидных сталях избыточная фаза — цементит предпочтительно выделяется в виде сетки (оболочки) по границам аустенитных зерен. С увеличением степени переохлаждения сетка становится тоньше и ее сплошность нарушается. При наличии крупного аустенитного зерна избыточный цементит часто выделяется в виде пластин видманштеттова цементита, которые растут внутри зерна по плоскостям {111}у (рис. 4.13). Между аустенитом и видманштеттовым цементитом реализуются несколько типов ориентационных соотношений (более сложных, чем ориентационные соотношения Курдюмова—Закса).
При небольших переохлаждениях в заэвтектоидных сталях может формироваться специфическая анормальная структура. В этом случае после выделения избыточного цементита в близлежащих областях не образуется пластинчатый перлит. Цементит, возникающий при эвтектоидном распаде, выделяется в основном на избыточном цементите, оставляя рядом участки феррита. При этом цементитная сетка может даже оказаться окруженной сеткой из структурно-свободного феррита.
В доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях при небольших переохлаждениях ниже А। может формироваться структура зернистого перлита, которую тоже следует отнести к анормальным структурам. Ее образованию способствует проведение аустенитизации при относительно низких температурах, когда сохраняется высокая гетерогенность аустенита по углероду и не растворяются
93
Рис. 4.13. Перлитно-цементитная структура заэвтектоидной стали У12 с видманштеттовым цементитом, х700
полностью частицы цементита. Поэтому зарождение новых фаз происходит не только по границам, но и в теле аустенитных зерен. В процессе превращения преобладает раздельный рост феррита и цементита без формирования типичного эвтектоида с пластинчатым строением. Постепенно частицы цементита обволакиваются ферритом и последний изолирует цементит от аустенита. В дальнейшем рост цементитных частиц происходит за счет диффузии углерода из аустенита к цементиту через ферритную оболочку. Ферритные участки растут до столкновения между собой. В зависимости от длительности выдержки в той или иной мере может получить развитие и процесс коалесценции цементитных частиц. В результате возникает структура, состоящая из зерен феррита и зернистых карбидов, равномерно расположенных в объеме металла. Основными параметрами зернистого перлита являются средний размер частиц, межкарбидное расстояние и размер зерен феррита.
4.3.	ДИФФУЗИОННОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ
Влияние легирующих элементов на кинетику диффузионного превращения может быть весьма сложным. Характер и интенсивность действия определенного элемента зависит не только от его
94
количества, но и от присутствия других элементов, температуры нагрева и иных факторов. Все легирующие элементы, находясь в аустените, увеличивают длительность инкубационного периода и уменьшают скорость превращения Исключение составляет кобальт, который действует в противоположном направлении.
Наиболее существенно замедляют диффузионное превращение молибден и марганец, несколько слабее влияют никель и хром. Наблюдаемые изменения в интенсивности распада переохлажденного аустенита обусловлены уменьшением как скорости образования зародышей, так и линейной скорости их роста, причем решающее значение обычно имеет последний фактор. Легирование может также оказывать влияние на температуру, соответствующую максимальной скорости распада переохлажденного аустенита. Так, молибден, вольфрам и хром заметно ее повышают, а марганец и особенно никель снижают.
Интенсивность воздействия легирующих элементов на скорость выделения избыточных фаз и эвтектоида может быть различной. Никель и марганец резко замедляют скорость образования как избыточного феррита, так и эвтектоида. Молибден, вольфрам и хром интенсивно тормозят образование эвтектоида и значительно слабее замедляют выделение избыточного феррита. Кремний и алюминий, приводя к замедлению образования эвтектоида, способствуют в то же время увеличению скорости выделения феррита. В среднеуглеродистых сталях заметно тормозят образование избыточного феррита небольшие добавки бора (до 0,003...0,005 % ). Локализуясь на границах аустенитных зерен, этот элемент затрудняет образование зародышевых центров.
Влияние легирующих элементов на кинетику диффузионного превращения не подчиняется правилу аддитивности. Действие одного элемента в присутствии другого может существенно изменяться. Так, кобальт при совместном легировании с хромом вызывает значительное увеличение продолжительности инкубационного периода и снижение скорости превращения. Наиболее сильное замедление диффузионного превращения наблюдается при совместном легировании Cr + Мп, Cr + Ni, Cr + Ni(Mn) + Мо.
Легирование не сказывается на кристаллографических характеристиках диффузионного превращения. В то же время оно влияет на величину межпластинчатого расстояния в перлите 6q- При равном переохлаждении кобальт уменьшает, а молибден и марганец увеличивают 6q.
95
Диффузионное превращение — это сложный процесс, включающий полиморфный у-> a-переход, перераспределение углерода и легирующих элементов, образование карбидов. Легирующие элементы могут оказывать влияние на любой из этих элементарных процессов. Увеличивая энергию межатомного взаимодействия в аустените, они могут снижать скорость у -> а перестройки кристаллической решетки. Карбидообразующие элементы, снижая термодинамическую активность углерода в аустените, уменьшают его диффузионную подвижность. Скорость диффузии легирующих элементов мала, во много раз меньше скорости диффузии углерода. Кроме того, легирование может существенно замедлять самодиффузию железа. При легировании изменяется свободная энергия фаз, что приводит к изменению термодинамического движущего стимула превращения. Легирующие элементы влияют на равновесные концентрации фаз, что влечет изменение перепада концентраций на межфазных границах и градиента концентраций, обусловливающего диффузию. В зависимости от состава стали, степени переохлаждения при превращении превалирующим может оказаться тот или иной из вышеназванных факторов.
На распад переохлажденного аустенита легирование также может оказывать косвенное влияние, изменяя размер аустенитного зерна, количество и дисперсность карбидных фаз и неметаллических включений и т. д. Так, при небольших содержаниях алюминия вследствие измельчения аустенитного зерна, наличия частиц нитрида алюминия, способствующих зарождению новых фаз, образование ферритно-карбидной структуры может резко ускоряться. Карбидообразующие элементы замедляют диффузионное превращение, лишь находясь в аустените. Нерастворившиеся при аустенитизации карбиды этих элементов обычно ускоряют диффузионное превращение, так как играют роль зародышевых центров и понижают легированность аустенита.
Как показано в разделе 2.4, легирующие элементы изменяют равновесные составы фаз и многие из них образуют специальные карбиды. Поэтому в зависимости от особенностей состава и степени легированное™ стали процессы карбидообразования при диффузионном превращении могут носить различный характер.
Если сталь легирована хромом, молибденом, вольфрамом, то в процессе диффузионного превращения они обогащают цементит. При определенных содержаниях этих элементов может происходить образование специальных карбидов. Так, в среднеуглеродистых сталях при содержании 4...8 % хрома на начальных стадиях
96
распада переохлажденного аустенита выделяется тригональный карбид (Сг, Ре)7Сз, а при 16 % хрома —кубический карбид (Сг, Рс)2зС6. Когда в стали возможно образование специальных карбидов нескольких типов, то сначала возникают карбиды с наименьшим содержанием легирующих элементов. Дальнейшее взаимодействие между карбидной фазой и твердым раствором приводит к появлению более легированных карбидов. В сталях, содержащих сильные карбидообразующие элементы V, Nb, Ti, кроме цементита эвтектоида, выделяются карбиды типа МС.
Специальные карбиды обычно выделяются непосредственно из пересыщенного твердого раствора. В хромистых сталях образование карбидов (Сг, Ре)7Сз может происходить путем перестройки решетки легированного цементита. В сталях, содержащих карбидообразующие элементы, специальные карбиды могут выделяться непосредственно из переохлажденного аустенита еще до начала у—a-превращения. Это связано с уменьшением растворимости углерода и легирующих элементов в аустените при понижении температуры (старение). Выделившиеся карбидные частицы, как правило, располагаются на границах зерен аустенита, а также на дислокациях, дефектах упаковки и других дефектах кристаллического строения в теле аустенитного зерна.
Если при последующем диффузионном превращении образуется избыточный феррит, то он также может оказаться пересыщенным и тогда процессы карбидообразования начнут развиваться и в этой фазе. Специальные карбиды обычно выделяются в теле ферритных зерен в виде относительно равноосных частиц. Но ино
гда, например, в сталях, легированных ванадием и молибденом, карбидообразование в а-фазе
Рис. 4.14. Последовательность процессов распада переохлажденного аустенита в доэвтектоидной стали, легированной карбидообразующими элементами (схема):
1 — начало выделения карбидов из аустенита (старение у-фазы); 2 — начало образования избыточного феррита; 3 — выделение карбидов из избыточного феррита (старение а-фазы); 4 — начало образования эвтектоида; 5 — выделение карбидов из феррита эвтектоида (старение а-фазы); 6 — конец
превращения
97
ф
Рис. 4.15. Схема формирования межфазных выделений карбидов при росте участков феррита посредством бокового движения ступенек.
Черные точки — частицы легированных карбидов
протекает по прерывистой реакции с образованием нитевидных выделений. Рост нитевидных кристаллов начинается от границы ферритного зерна, мигрирующей внутрь аустенита, и происходит перпендикулярно этой границе.
После того как при диффузионном превращении появится эвтектоид, выделение специальных карбидов может протекать в феррите эвтектоида. Возможная последовательность процессов распада переохлажденного аустенита в доэвтектоидных сталях, легированных карбидообразующими элементами, схематически показана на рис. 4.14.
В тех случаях, когда в доэвтектоидных сталях, легированных сильными карбидообразующими элементами, рост избыточного феррита происходит посредством бокового перемещения ступенек, в этой фазе может наблюдаться появление чрезвычайно дисперсных специальных карбидов, расположенных в виде цепочек, расстояние между которыми колеблется в пределах 10... 100 нм. Формирование такой структуры связывают с образованием карбидов на межфазной границе феррит—аустенит по мере ее перемещения (Э. Хорнбоген). Считается, что карбиды зарождаются на плоских неподвижных фасетках границы, а на ступеньках вследствие высокой скорости их движения карбиды выделиться не успевают. При пробеге каждой новой ступеньки возникает дополнительная цепочка карбидных частиц (рис. 4.15). Расстояние между строчками равно высоте ступенек. Выделения, возникающие на движущихся межфазных границах, принято называть межфазными выделениями.
98
Глава 5
МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ
Превращение аустенита в мартенсит в сталях происходит при больших переохлаждениях ниже точки А\  Охлаждение из аустенитной области при этом должно осуществляться со скоростью, обеспечивающей подавление распада переохлажденного аустенита по диффузионному и промежуточному механизмам. Мартенситное превращение начинается ниже определенной температуры, называемой мартенситной точкой Мн (или Ms в английской транскрипции). Образование мартенсита происходит бездиффузион-ным путем: химический состав его остается таким же, как и исходного аустенита. При комнатной температуре растворимость углерода в a-железе чрезвычайно мала. Поэтому мартенсит в углеродосодержащих сталях представляет собой пересыщенный твердый раствор углерода в а-железе.
Мартенситное превращение происходи!' во многих металлических материалах. Оно наблюдается не только в сталях, но и в безуг-леродистых сплавах на основе железа (например, Fe—Ni, Fe—Мп). При этом возможна перестройка решетки как из ГЦК в ОЦК, так и ГЦК в ГП. Образующийся мартенсит может быть раствором внедрения и раствором замещения. Мартенситное превращение наблюдается в цветных сплавах (медных, титановых и др.), а также в некоторых чистых металлах (Fe, Ti, Со). Хотя мартенситные превращения в разных металлических материалах отличаются по кристалл огеометри и, кинетике и строению образующихся мартенситных кристаллов, они имеют ряд общих закономерностей.
5.1. ОСНОВНЫЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ
Зарождение и рост кристаллов мартенсита. Мартенситное превращение, несмотря на свою специфику, обусловленную низкими температурами и упругостью среды, подчиняется общим законам фазовых превращений в твердом состоянии. Оно осу-
99
Рис. 5.1. Схема зависимости свободных энергий исходной фазы (аустенита) FA и мартенсита /м от температуры
ществляется путем образования зародышевых центров и их роста. Возникновение кристаллов мартенсита может происходить лишь при условии снижения свободной энергии системы. Пусть в сплаве на основе железа при охлаждении из фазы с решеткой ГЦК (аустенит) образуется мартенсит с решеткой ОЦК. Из рис. 5.1 следует, что мартенсит
ное превращение термодинамически возможно лишь при температурах, лежащих ниже точки Tq, соответствующей равенству свободных энергий аустенита и мартенсита. Для того чтобы превращение развивалось, необходимо переохладить аустенит до точки Мн, которая может находиться существенно ниже точки То (например, для углеродистых сталей примерно на 200...250 °C).
Значительное расхождение между Тд и Ми можно объяснить следующим образом. Как известно, образование новой фазы в твердом состоянии сопровождается не только снижением объемной энергии, но и появлением поверхностной энергии и энергии упругой деформации:
АГ=-ГА/+5о + £упр.	(5.1)
В этом уравнении: V — объем образовавшегося кристалла; А/— разность удельных свободных энергий исходной и новой фаз; S — площадь поверхности образовавшегося кристалла; о — межфазная энергия единицы поверхности (поверхностное натяжение); Еупр _ энергия упругой деформации. Величину КД/часто называют термодинамическим стимулом превращения.
При образовании кристалла мартенсита возникает высокая энергия упругой деформации. Во-первых, сильные искажения решетки связаны с тем, что образующаяся фаза отличается по форме и удельному объему от исходной. Во-вторых, при росте кристаллов мартенсита решетки обеих фаз когерентны, но строение решеток
100
различно и поэтому в зоне их сопряжения возникают значительные напряжения.
В приведенном уравнении 5.1 третье слагаемое обычно намного больше второго. Так как Е^р велико, то для реализации мартенситного превращения необходимо иметь большой термодинамический стимул, что может быть достигнуто лишь при значительном переохлаждении ниже точки 7р (см. рис. 5.1).
Вопрос о зарождении кристаллов мартенсита окончательно не решен. Большинство исследователей считают, что происходит гетерогенное зарождение мартенсита. При этом кристаллы мартенсита формируются в теле зерна исходной фазы, а не возникают на границах зерен, как, например, зародыши феррита или цементита. Местами предпочтительного зарождения Мартенсита, по-видимому, могут являться дислокации и дефекты упаковки. Наличие таких дефектов облегчает в решетке сдвиговую деформацию, что уменьшает работу зарождения мартенсита. Кроме того, дислокации Moiyr служить готовой поверхностью раздела образующегося кристалла. Упругие напряжения, возникающие возле дислокаций, также могут способствовать зарождению кристаллов мартенсита.
Считается, что группа из нескольких дислокаций в решетке ГЦК может образовывать конфигурацию, облегчающую превращение небольшого участка в зародыш мартенсита с решеткой ОЦК.
Наиболее наглядно можно представить гетерогенное зарождение при образовании мартенсита с решеткой ГП в фазе с решеткой ГЦК. Так, в сплавах железа с большим содержанием марганца аустенит при охлаждении может превращаться в е-мартенсит с решеткой ГП. В этом случае дефект упаковки, имеющий укладку атомов гексагональной плотноупакованной решетки, представляет собой готовый двумерный зародыш мартенсита.
Определенную роль в зарождении кристаллов мартенсита играют напряжения второго рода. Они могут облегчать сдвиговые процессы, являющиеся сутью мартенситного превращения. В стальном порошке, при охлаждении которого возникают небольшие напряжения, образование мартенсита сильно тормозится или вообще не наблюдается.
Образование мартенсита происходит в результате упорядоченного кооперативного перемещения атомов. Так как смещение атомов по отношению к соседям осуществляется в строго определенных направлениях, то в итоге возникает макроскопический сдвиг, а на полированной поверхности образца появляется рельеф. В процессе сдвига формируется монокристальная пластина мар
101
тенсита. При перестройке решетки обмен атомов местами не происходит, а взаимное перемещение атомов происходит на расстояния, существенно меньшие, чем межатомные, это предопределяет существование когерентности решеток на границе исходной фазы и мартенсита. Важная особенность такой границы заключается в том, что она может перемещаться "скольжением" с очень большой скоростью. В высокоутлеродистых сталях скорость роста мартенситного кристалла, по различным оценкам, близка к скорости звука в среде, не зависит от температуры и достигает нескольких километров в секунду.
Следует заметить, что полностью когерентные границы между исходной фазой и мартенситом встречаются редко, обычно лишь на начальных стадиях образования мартенситного кристалла. Затем когерентность на межфазной границе нарушается частично за счет появления эпитаксиальных дислокаций, уменьшающих возникающие напряжения. Но если эти дислокации могут скользить вместе с межфазной границей, то кристалл мартенсита может расти быстро, как и при наличии когерентной границы.
При росте кристалла мартенсита на межфазной когерентной границе накапливается упругая деформация. Когда напряжения достигнут предела текучести мартенсита или исходной фазы, произойдет их релаксация путем пластической деформации и когерентность на границе раздела исходная фаза—мартенсит нарушается. На границе появляется неупорядоченное расположение атомов и ее "скользящее" движение становится невозможным. Вследствие этого дальнейшее увеличение объема мартенситной фазы при превращении будет происходить путем возникновения новых кристаллов, а не за счет подрастания старых.
Существенная особенность мартенситного превращения — его автокаталитичность, которая в разных сплавах выражена в различной степени. Она заключается в том, что образование первых кристаллов влечет за собой появление новых, а те, в свою очередь, могут способствовать появлению следующих кристаллов и т. д. Причина автокаталитичности — возникновение направленных полей упругих напряжений у краев растущих пластин. Эти упругие напряжения способствуют зарождению новых пластин, при росте которых напряжения уменьшаются.
Кинетика мартенситного превращения может быть различной. Этот вопрос рассматривается ниже. Сейчас же отметим, что важнейшей чертой мартенситного превращения, вне зависимости от его кинетических особенностей, является распространение пре
102
вращения на широкий интервал температур. Эту закономерност!> можно объяснить следующим образом. Каждой температуре, лежащей ниже Л/н, соответствует определенное количество мест, которые могут служить зародышами новой фазы. По исчерпанию этих мест превращение прекращается. Чтобы "заработали" новые потенциальные места зарождения, необходимо увеличить термодинамический стимул, т. е. снизить температуру. Другой возможной причиной рассматриваемого явления, по-видимому, является изменение состояния исходной фазы. Как будет показано несколько позже, образование мартенсита сопровождается упрочнением исходной фазы, что затрудняет развитие сдвиговых процессов, а следовательно, и мартенситного превращения. Кроме того, при образовании мартенсита непревращенные участки исходной фазы оказываются зажатыми между мартенситными кристаллами. А так как мартенситное превращение происходит с увеличением удельного объема, то возникающие напряжения сжатия тормозят дальнейшее развитие превращения.
Интервал мартенситного превращения характеризуется не только температурой начала превращения Мн, но и точкой	—
температурой конца превращения. Но даже при достижении этой точки мартенситное превращение обычно оказывается незавершенным. В сталях аустенит, оставшийся непревращенным при образовании мартенсита, называется остаточным аустенитом.
Положение точки Л/1( зависит от химического состава сплавов. Так, в сплавах на основе железа большинство легирующих элементов, так же как углерод, снижают точку Мн. Основная причина влияния легирования на точку Мн заключается в его действии на свободную энергию фаз. Легирование снижает точку 70, а следовательно, и положение точки Мн Пользуясь схемой на рис. 5.1, нетрудно убедиться, что если элемент повышает FM, не влияя на Fa, или, напротив, снижает Fa, не изменяя FM, то имеет место снижение То и соответственно Мн. Когда элемент одновременно изменяет свободную энергию обеих фаз в указанных направлениях, то снижение То окажется более существенным, сильнее понизится и Мп. Снижение Л/н возможно и в тех случаях, когда элемент повышает и FM, и Fa, но увеличение FM более значительно. Изменения свободных энергий фаз, противоположные рассмотренным выше, могут вызвать повышение Fo и Мп.
В сплавах железа элементы, расширяющие у-область, снижают Tq и этому соответствует снижение Л/н. Но М1{ снижают и некоторые элементы, суживающие у-область, и, следовательно, повы-
103
тающие То (например, Mo, V). Это может быть связано с уменьшением наклона кривых температурной зависимости свободной энергии. Необходимость накопления определенного термодинамического стимула для начала превращения приводит к снижению Мн, несмотря на повышение 7ф
Влияние легирующих элементов на Мн связано также с изменением механических свойств исходной фазы. Элементы, повышающие модуль сдвига, увеличивают энергию упругой деформации Еупр и должны снижать Мн. Легирование может ощутимо упрочнять исходную фазу. Повышение ее предела текучести затрудняет сдвиговые процессы при превращении и Л/н должна снижаться.Совместное влияние легирующих элементов на Мн не является аддитивным.
Обратное мартенситное превращение. Из анализа температурной зависимости свободных энергий исходной фазы и мартенсита (см. рис. 5.1) следует, что мартенсит при нагреве выше 7q может претерпевать обратное бездиффузионное превращение в исходную фазу. Такое превращение возможно при определенной степени перегрева выше То, обеспечивающей нужную величину термодинамического стимула ЕЛ/ Обратное мартенситное превращение может быть реализовано лишь в тех случаях, когда при нагреве будет подавлено диффузионное перераспределение компонентов в мартенсите. Поэтому оно наблюдается в сплавах с достаточно низкими точками 7q. Проявлению обратного мартенситного превращения способствуют высокие скорости нагрева.
Следует подчеркнуть, что обратное мартенситное превращение имеет все главные признаки прямого. Оно происходит без изменения концентрации твердого раствора. Превращение растягивается на широкий интервал температур (рис. 5.2). Температуру начала обратного мартенситного превращения обозначают как Ан (As), а конца как Ак (Лу). Образование новой фазы при обратном мартенситном превращении происходит с большой скоростью и на полированной поверхности появляется рельеф.
Обратимость мартенситного превращения проявляется не только в одинаковости его механизма при охлаждении и при нагреве, но и в том, что обратное превращение может происходить по тем же путям, что и прямое превращение при охлаждении. В этих случаях при нагреве рельеф возникает на тех же местах полированного шлифа, что и при охлаждении. Если шлиф, на котором присутствует рельеф от прямого превращения, сполировать и затем нагреть по режиму, обеспечивающему развитие обратного превращения,
104
Рис. 5.2. Схематическая диаграмма прямого и обратного мартенситных превращений твердых растворов разных концентраций (Г.В. Курдюмов)
Концентрация —►
то можно обнаружить, что выступу, возникшему при прямом превращении, соответствует впадина при обратном превращении.
Как будет показано ниже, мартенсит содержит большое количество дефектов кристаллического строения. При нагреве мартенсита неизбежно в той или иной мере происходит перераспределение и аннигиляция дислокаций, что должно снижать упругую энергию и облег
чать развитие обратного превращения. Склонность к релаксационным процессам при нагреве зависит от строения и механических характеристик мартенсита. Поэтому величина температурного гистерезиса, т. е. различия между температурами начала прямого и обратного превращений (Лн— Л/н) в разных сплавах может быть существенно различной — от единиц до сотен градусов. Обратное мартенситное превращение обычно наблюдается в сплавах, где мартенсит представляет собой твердые растворы замещения (Fe—Ni, Си—Al). В углеродистых сталях, где мартенсит является твердым раствором внедрения, обратное мартенситное превращение обнаружить не удается. Ввиду высокой подвижности углерода распад мартенсита идет с очень высокой скоростью и прежде, чем будет достигнута точка Ан, успевает образовываться феррито-карбидная структура.
Термоупругое равновесие фаз. В ряде сплавов кристаллы мартенсита и исходная фаза могут находиться в термоупругом равновесии. Впервые этот эффект обнаружен Г.В. Курдюмовым и Л.Г. Хандро-сом на сплаве Си—А1. Его сущность заключается в следующем. В процессе когерентного роста кристалла мартенсита упругая энергия деформации £упр может расти быстрее, чем изменяется термодинамический стимул ЕЛ/(см. уравнение 5.1). В этом случае при достижении определенного размера кристалла упругая энергия деформации может скомпенсировать выигрыш в свободной
105
энергии, связанной с образованием новой фазы. Тогда рост кристалла мартенсита прекратится и он будет находиться в упругом равновесии с исходной фазой без нарушения когерентности межфазной границы.
Изменение температуры приводит к смещению термоупругого равновесия. Если температура понижается, то термодинамический стимул увеличивается и кристалл растет до тех пор, пока увеличение упругой энергии не приведет к новому равновесию. При повышении температуры величина Vt\f уменьшается, избыточная упругая энергия стремится сократить размеры кристалла. Процесс уменьшения величины кристалла можно рассматривать как обратное мартенситное превращение. Тогда следует считать, что точка Лн находится ниже Tq и даже ниже Ми.
Реализация термоупругого равновесия происходит при следующих основных условиях. Во-первых, в процессе роста мартенситного кристалла должна возникать большая упругая энергия, способная компенсировать изменение свободной энергии, приводящей к образованию мартенсита. Во-вторых, должны отсутствовать релаксационные процессы, которые нарушают когерентность на межфазной границе.
При полном сохранении когерентности обратимое изменение размеров мартенситных кристаллов происходит практически без гистерезиса. Но если когерентность постепенно нарушается в результате релаксации напряжений путем пластических сдвигов, появляется температурный гистерезис между точками остановки прямого и начала обратного превращений; температура начала обратного перехода повышается и при полной утрате когерентности становится выше 7ф В последнем случае обратное превращение не может протекать путем скольжения межфазных границ существующего кристалла мартенсита. Оно будет развиваться внутри этого кристалла путем образования и роста зародышевых центров новой фазы бездиффузионным или диффузионным механизмами.
Кристаллогеометрия превращения. В процессе мартенситного превращения происходит упорядоченная перестройка кристаллической решетки. Рассмотрим, как в сплавах на основе железа аустенит с решеткой ГЦК превращается в мартенсит с решеткой ОЦК или близкой к ней ОЦТ решеткой. Наиболее просто бездиф-фузионную трансформацию решетки при этом превращении можно мысленно представить, используя так называемую деформацию Бейна (рис. 5.3). Возьмем две смежных элементарных ячейки аусте-
106
Рис. 5.3. Схема перестройки решетки ГЦК в решетку ОЦК. Жирными линиями в решетке ГЦК выделена тетрагональная ячейка, которая при деформации Бейна превращается в решетку мартенсита. В решетке ГЦК указаны не все атомы. На рис. 5.3 а приведены две системы ординат для решетки ГЦК и ОЦК
нита и выделим в них объемно-центрированную тетрагональную ячейку, большая сторона которой параллельна оси [001]у. На рис. 5.3, а эта ячейка показана жирными линиями. Степень тетрагональное™ ее велика и составляет 72.1 = 1,43. Если эту тетрагональную ячейку сжимать вдоль направления [00 J ]у и одновременно растягивать по направлениям <110>у, то ее тетрагональное™ будет уменьшаться и в пределе получим ячейку ОЦК решетки. Аналогичным образом можно выделить тетрагональные ячейки, большие стороны которых будут параллельны осям [010]у и [ 100]у и при помощи деформации Бейна трансформировать их в ячейки решетки мартенсита (см. рис. 5.3). Следовательно, при мартенситном превращении в аустените можно указать три равноценных направления (оси) бейновской деформации.
Экспериментально установлено (Г.В. Курдюмов), что кристаллическая решетка образующегося мартенсита закономерно ориентирована по отношению к решетке исходной фазы. Для сплавов на основе железа установлены следующие основные ориентационные соотношения.
107
1	.Ориентационные соотношения Курдюмова—Закса (о.с. К-3):
{011}а|| {1 ii}Y
<111)а || <101>у.
Такая взаимная ориентировка решеток наиболее полно удовлетворяет принципу структурного соответствия. Плоскости типа {111}у и {011}а являются плотнейшими по упаковке атомов в решетке ГЦК и ОЦК соответственно и наиболее близки между собой по строению. Направления типа <101>у в решетке ГЦК имеют плотнейшую упаковку атомов, как и направления типа (111)а в решетке ОЦК.
В решетке ГЦК существуют четыре кристаллографически равноценных плоскости {111}у и плоскость {011}а может быть параллельна любой из них. Кроме того, в решетке ГЦК можно указать шесть кристаллографически эквивалентных направлений <101>у, которым в решетке мартенсита будут параллельны направления <111)а. Следовательно, существует 24 способа (варианта) расположения решетки мартенсита относительно решетки аустенита.
2	. Ориентационные соотношения Нишиямы (о.с. Н):
{0И}а 11{Ш}У (011>a II (211)г
Ориентационные соотношения Нишиямы отличаются от о.с. К-3 поворотом решетки мартенсита относительно направления (011>а на угол около 6° в плоскости, параллельной {111 }у, при этом число возможных эквивалентных ориентировок мартенсита уменьшается с 24 до 12.
Г.В. Курдюмов и Г. Закс экспериментально определили ориентационные связи между исходной фазой и мартенситом и предложили одну из возможных схем перестройки кристаллической решетки при мартенситном превращении. Формально переход решетки ГЦК в ОЦК, происходящий с соблюдением ориентационных соотношений Курдюмова—Закса, может быть достигнут с помощью двух сдвиговых деформаций, одна из которых происходит в плоскости (111)у аустенита, входящей в ориентационное соотношение.
Допустим для определенности, что при перестройке выполняются следующие конкретные соотношения (конкретный вариант перестройки, см. рис. 5.3, а):
(011)a II (111)у и [111]а II [011]г
108
Рис. 5.4. Схема перестройки решетки ГЦК в решетку ОЦК по В.Г. Курдюмову и Г. Заксу.
1 — нижняя плоскость; 2 — средняя плоскость; 3 — верхняя плоскость
Сравним расположение атомов в плоскости ( 1 1 1 )у решетки ГЦК и плоскости (011)а решетки ОЦК, которые сохраняют взаимную параллельность при перестройке. В нижней части рис. 5.4 приведено расположение атомов в указанных плоскостях для у и а-фаз, причем на рисунке соблюдена параллельность направлений [011]у и [111]а. Как известно, плоскости {111}у в решетке ГЦК состоят из параллельных плотноупакованных слоев атомов с укладкой их по схеме АВСАВС... Для простоты выделим из плоскости (111)у один
109
ромб (средняя часть рис. 5.4) и рассмотрим пространственное расположение атомов над этим ромбом (верхняя часть рис. 5.4, а). Аналогичное построение выполним и для решетки ОЦК, для которой характерно чередование плоскостей {011}а по схеме АВАВ... (верхняя часть рис. 5.4, в). Отметим, что ромб, выделенный в плоскости (111)у аустенита, имеет тупой угол 120°, а в плоскости (011)а мартенсита — 109,5°.
Первый сдвиг (сдвиг I на рис. 5.4, о) заключается в смещении плоскостей (111)у в направлении большой диагонали ромба [112]. Если первую плоскость (А) считать неподвижной, то вторая плоскость (В) сдвигается на расстояние, равное 1/6 диагонали ромба ab. Каждая следующая плоскость сдвигается в том же направлении на расстояние, большее, чем предыдущая, на 1/6 ab. В результате такого сдвига получаем расположение атомов, изображенное на рис. 5.4, Ь. Второй небольшой сдвиг осуществляется в плоскости (121)у, перпендикулярной плоскости (111)у в направлении [101]у (сдвиг II на рис. 5.4, б). В результате этого сдвига угол между плот-ноупакованными направлениями (тупой угол ромба) изменяется от 120 до 109,5°. Если эти сдвиги дополнить изменением расстояния между атомами (в проекции на рис. 5.3, в это сводится к изменению длины сторон ромба), то будет получено расположение атомов, соответствующее решетке ОЦК.
Рассмотрим, как ориентационные соотношения Курдюмова-Закса согласуются с перестройкой решетки по схеме Бейна. Для этого используем пример, приведенный на рис. 5.3, а, когда диагональная плоскость (011)а и направления [Ш]а тетрагональной ячейки совпадают соответственно с плоскостью (111)у и направлением [011]г Если к тетрагональной ячейке приложить деформацию Бейна с сжатием по (001)у и растяжением по (110>у, то параллельность между плоскостями (011)а и (111L а также между направлениями [111]а и [011L нарушается. Чтобы выполнить ориентационные соотношения Курдюмова—Закса, деформацию Бейна следует дополнить поворотом всей решетки, при котором ось [001]а отклонилась бы от оси [001]у на угол порядка 10°. При такой перестройке необходимо, чтобы диагональная плоскость (011)а тетрагональной ячейки не изменяла своего положения, а одна из ее диагоналей оставалась бы неподвижной. На рис. 5.5, б на плоскость (111)у аустенита наложена диагональная плоскость ячейки решетки ОЦК и показано, как при перестройке решетки может сохраниться параллельность направлений [Ш]а и [011]у. При этом предполагается, что атом в центре приведенных участков плоско-
110
Рис. 5.5. Схема, показывающая возможный поворот ячейки при перестройке решетки ГЦК в ОЦК, при котором сохраняются кристаллографические соотношения
Курдюмова—Закса
стей (рис. 5.5, а) остается несмещенным, тогда как остальные атомы в той или иной мере изменяют свои положения. Поворот образующейся ячейки решетки ОЦК по отношению к исходным ячейкам решетки ГЦК показан на рис. 5.5, б. Даже с этим дополнением схема Бейна является лишь простой и наглядной иллюстрацией возможности кристаллографически упорядоченной перестройки решетки, но не дает представления о действительных путях перемещения атомов при мартенситном превращении.
Как было сказано выше, рост пластины мартенсита происходит путем макроскопического сдвига. При этом можно выделить плоскость раздела пластины с матрицей, параллельно которой осуществляется этот сдвиг. Такая плоскость называется габитус-ной. Для сплавов на основе железа характерны плоскости габитуса, близкие к {111}у, {557}у, {225}у, {259}у и {3,10,15}у. Образование мартенсита, изменяя форму превращенного объема, вызывает появление рельефа на полированной поверхности, изучение которого дает информацию о поведении габитусной плоскости при перестройке решетки.
Пусть в результате макросдвига параллельно габитусной плоскости ABML образуется кристалл ABCDLMNO (рис. 5.6). При этом грань мартенситной пластины ABCD, выходящая на полированную поверхность образца FGHE, наклоняется (поворачивается вокруг АВ и CD), оставаясь плоской. Эксперименты показывают, что в пределах точности измерений линии АВ и CD не поворачивают-
Ш
Рис. 5.6. Изменение формы превращенного объема и появление рельефа на плоской поверхности при возникновении мартенситной пластины (схема Б. Билби и Дж. Кристиана)
ся, но смещаются по отношению к исходной плоскости FGHE. Прямолинейная риска, нанесенная на аустенитную поверхность, в результате превращения становится ломаной STT'S', сохраняя непрерывность. Отрезок ТТ' остается прямолинейным, а отрезки ST и T'S' параллельными (если пре-
небречь небольшим изгибом реек в точках излома отрезков). Пере-
численные особенности наблюдаются на любой поверхности
образца, поэтому можно утверждать, что любая прямая на габи-
тусной плоскости в результате превращения практически не изменяется по длине. Отсюда следует, что при перестройке решетки габитусная плоскость не искажается и не вращается, т. е. она в макроскопическом масштабе является приблизительно неизменной или инвариантной.
При перестройке кристаллической решетки инвариантность плоскости раздела фаз может быть достигнута лишь в том случае, когда имеет место дополнительная деформация. Это можно пояснить следующей схемой. Когда фрагмент исходной фазы (рис. 5.7, а) претерпевает превращение, заключающееся в однородной деформации решетки, изменяются не только тип, размеры и форма элементарной ячейки, но и форма превращенного объема (рис. 5.7, б). Если при этом рассматривать вертикальную границу участка как границу раздела фаз (штриховая линия на рисунке), то она изменяет свое положение, т. е. инвариантность не наблюдается. Но, совместив перестройку решетки с пластической деформацией скольжением (рис. 5.7, в) или двойникованием (рис. 5.7, г), можно сохранить неизменной форму макроучастка. Тогда боковая граница не изменит своего положения, т. е. будет инвариантной. Но инвариантность границы достигается лишь в макромасштабе, на
атомном уровне она состоит из ступенек.
Таким образом, наличие инвариантной габитусной плоскости мартенситного кристалла означает, что при его образовании протекает дополнительная, аккомодационная деформация, осуществляемая скольжением и (или) двойникованием. Деформацию ре-
112
Рис. 5.7. Виды деформации при мартенситном превращении (схема Б.Билби и Дж.Крпстиана):
а — исходный недеформированный участок кристалла; б — изменение формы участка при превращении; в — восстановление формы участка скольжением; г — восстановление формы участка двойникованием
щетки и дополнительную деформацию не следует рассматривать, как самостоятельные последовательные стадии превращения аустенита в мартенсит. Оба эти процесса протекают одновременно и неразделимы.
Сохранение инвариантной плоскости в сочетании с аккомодацией деформации обеспечивает минимальные напряжения на плоскости габитуса. На краях мартенситного кристалла при этом могут сохраняться напряжения, приводящие к некоторому искажению решетки исходной фазы.
Тип габитусной плоскости зависит от химического состава исходной фазы, температуры превращения и предварительной обработки аустенита и связан с видом дополнительной деформации. Возможно, что в конечном счете габитусная плоскость и вид дополнительной деформации определяются механическими свойствами исходной фазы и прежде всего пределом текучести (упругости).
Типы мартенситных кристаллов. Металлографическая структура мартенсита в сплавах на основе железа может быть весьма разнообразной. В сталях различного состава мартенситные кристаллы могут различаться по своей форме, тонкой структуре и способам сочленения в ансамбли. Это объясняется тем, что кристаллы мартенсита имеют больший объем, чем аустенит, из которого они образовались, поэтому при их появлении возникают значительные анизотропные напряжения. Образование групп кристаллов, определенным образом ориентированных друг относительно друга, приводит к уменьшению внутренних напряжений.
В литературе существуют различные способы классификации мартенсита по его особенностям (признакам): кристаллической
ИЗ
структуре (а- или е-мартсисит); кинетике превращения (атермический, изотермический); форме кристаллов (пластинчатые, игольчатые); способам сочленения кристаллов в группы—ансамбли; плоскости габитуса; легированное™; температуре образования и т. д. Наиболее удачной и распространенной является классификация типа мартенсита по его морфологическим признакам, в которой также учитываются и другие признаки мартенсита. Так, по морфологическим признакам кристаллы а-мартенсита подразделяют на четыре основных типа: реечный, бабочкообразный (баттерфляй), пластинчатый или линзовидный и тонкопластинчатый.
Для сплавов на основе железа наблюдается определенная за
висимость между степенью легированное™ твердого раствора и морфологическим типом мартенсита, образующимся при быстром охлаждении. В чистом железе, малоуглеродистых и низколегированных сталях при закалке образуется реечный мартенсит. При увеличении легированности сплавов наблюдается переход от одного типа мартенсита к другому и в высоколегированных сплавах образуется тонкопластинчатый мартенсит. В качестве примера на рис. 5.8 показана зависимость типа мартенсита от температуры превращения и содержания углерода для хорошо изученных сплавов железо—никель—углерод (И. Тамура). Подобные зависимости характерны и для других систем легирования, если легирующий
Содержание углерода, %
элемент или комбинация элементов приводит к понижению температуры Л/н. Коротко опишем основные особенности различных морфологических топов мартенсита.
Кристаллы реечного мартенсита образуются при закалке низколегированных (малоуглеродистых) сплавов железа и представляют собой тонкие пластины-рейки.
Рис. 5.8. Зависимость типа мартенсита от температуры превращения и содержания углерода в Fe—Ni—С-сплавах (И. Тамура).
Области существования: I — реечного, II — баттерфляй, III — линзовидного, IV — тонкопластинчатого мартенсита
114
Каждая рейка является результатом гомогенного сдвига. В пределах исходного аустенитного зерна при закалке образуется несколько областей, в каждой из которых рейки мартенсита располагаются почти параллельно друг другу, образуя так называемые пакеты. Поэтому такой мартенсит часто называют пакетным. Размеры пакетов зависят от величины аустенитного зерна, но чаще всего бывают близки 3...20 мкм (рис. 5.9).
В сплавах на основе железа рейки обычно имеют толщину от 0,2 до 2...3 мкм. Типичное соотношение размеров реек 1:7:30, т. е.
Рис. 5.9. Структура реечного мартенсита:
а — вид пакета, *100; б — светлопольное изображение, *27000; в — темнопольное изображение в рефлексе остаточного аустенита, *27000
115
длина рейки превышает ее ширину в 4...5 раз. Внутри кристаллов наблюдается высокая плотность дислокаций (до 10 ...—1012 см-2), поэтому иногда такой мартенсит определяют как дислокационный . Реечный мартенсит имеет габитус, близкий к {111 }у, чаще всего его характеризуют как {5 57 }у. Температура начала превращения — точка Л/н намного выше комнатной.
В более легированных сплавах железа или в углеродистых сталях с содержанием 0,5... 1,0 % С появляется другая морфологическая разновидность мартенсита. Характерной ее особенностью является сочленение двух отдельных пластин мартенсита, образующих тупой угол (рис. 5.10). Такое сочленение кристаллов определенных ориентировок приводит к уменьшению внутренних напряжений. Часто такие сростки имеют характерный "бабочкообразный" вид, поэтому в англоязычной литературе этот тип мартенсита носит название "баттерфляй"(butteifly)-MapmeHCum. Наиболее характерную форму кристаллы баттерфляй мартенсита образуют в модельных сплавах (например, Fe—18 % Сг—0,7 % С) с низкой мартенситной
Рис. 5.10. Микроструктура стали с баттерфляй мартенситом, х 150: а — начало превращения, б — развитие превращения,
б
116
Рис. 5.11. Структура линзовидного мартенсита:
а — начало превращения, *200, б — развитие превращения, *200, в — область мидриба, х60000
точкой при малых степенях превращения, когда кристаллы мартенсита располагаются отдельными группами в аустенитной матрице. В углеродистых сталях, у которых точка Мн выше комнатной температуры, тупоугольные сростки кристаллов обычно окружены большим количеством кристаллов реечного мартенсита. При этом затушевывается их характерная форма, поэтому часто более крупные кристаллы баттерфляй мартенси
та, расположенные среди мелких реек, называют пластинчатым мартенситом. Как правило, отдельная пластина мартенсита не представляет собой монокристалыюго образования, как в реечном мартенсите, а является сростком двух вариантов мартенситных кристаллов, находя щихся в двойниковой взаимной ориентации. Пластинчатому мартенситу приписывают габитус {225}у.
Температура Мн для баттерфляй мартенсита в разных сплавах изменяется от +150 до —30 °C.
В высоколегированных сплавах и высокоуглеродистых сталях (У13, У15), закаленных от высокой температуры, образуется так называемый линзовидный мартенсит, кристаллы которого образуют характерные группы, состоящие из остроугольных сочленений: "зигзагов", "ферм", "молний" (рис. 5.11). По своей форме кристаллы линзовидного мартенсита напоминают выпуклые линзы и являются продольным сростком двух мартенситных кристаллов, находящихся во взаимно двойниковой ориентации. Граница между
117
Рис. 5.12. Тонкопластинчатый мартенсит: а — начало превращения, х200, б — развитие’ превращения, х 200, в — тонкая структура, х33000
ними пролегает посредине пластины и представляет полосу, состоящую из тонких пластин-двойников. Их толщина составляет десятки нанометров. Область кристалла, заполненная двойниками, называется мидрибом. При металлографических наблюдениях на шлифе мидриб выглядит как полоса повышенной травимости внутри мартенситной пластины, но при электронно-микроскопических наблюдениях двойники становятся видимыми (см. рис. 5.11, в). По обе стороны от мидриба на периферии пластины наблюдаются хаотически распределенные дислокации. Их плотность достигает порядка 1О9...1О10 см 2. Для многих, сплавов, в которых образуется такой тип мартенсита, точка Л/н лежит вблизи комнатной температуры, поэтому в таких сплавах после закалки остается большое количество остаточного аустенита. Эти кристаллы имеют плоскость
габитуса, близкую к {259}у причем за плоскость габитуса принимают плоскость мидриба.
В некоторых высоколегированных сплавах, для которых температура Л/н много ниже комнатной температуры (обычно от —120 до —180 °C), образуются полностью двойникованные тонкие кристаллы. Такой мартенсит называется тонкопластинчатым или двойникованным мартенситом (рис. 5.12). Его кристаллы образуют также остроугольные сочленения, но в отличие от линзовидного, кристаллы тонкопластинчатого мартенсита при столкновении могут пересекать друг друга. Кристаллы этого типа мартенсита имеют
118
габитус, близкий к {3,10,15}у. В этих сплавах всегда сохраняется большое количество остаточного аустенита.
Наконец, отметим, что в высоколегированных железомарганцевых малоуглеродистых сплавах, а также в некоторых хромоникелевых сталях может образоваться мартенсит, имеющий гексагональную плотноупакованную решетку. Такой мартенсит носит название Е-мартенсита. На практике он встречается редко. Образование ГПУ фазы из аустенита также происходит сдвиговым механизмом. Перестройку из ГЦК в ГПУ решетку при у—Е-превра-щении можно представить сдвигом каждого плотноупакованного слоя (111 )у на расстояние а/7б в одном из направлений типа {112}г лежащих в той же плоскости. При этом последовательность плот-ноупаковапных плоскостей АВСАВС... изменяется на АВАВАВ... По существу, у-Е превращение можно рассматривать, как накопление упорядоченных дефектов упаковки в аустените. Кристаллы с-мартенсита имеют вид длинных тонких пластин с габитусом (111)г Такое превращение также приводит к появлению рельефа на поверхности образца, причем высота выступа тем больше, чем больше ширина кристалла s-фазы. Упорядоченный характер у-в превращения приводит к тому, что между у- и е-фазами имеются ориентационные соотношения:
(Ш)у II (0001)£
[I01]y II [2П0]е.
Даже из краткого описания структуры мартенсита следует, что образование новой фазы как при у—а-, так и при у—е-превращениях сопровождается появлением дефектов кристаллической решетки. Для реечного и периферийной части пластинчатого мартенсита этими дефектами являются дислокации, для тонкопластинчатого мартенсита и мидриба пластинчатого и баттерфляй мартенсита — двойники превращения. Дефекты упаковки, образующие е-мар-тенсит, также можно рассматривать как дефекты кристаллической решетки. Появление этих дефектов связано с несоответствием кристаллических решеток старой и новой фаз, релаксацией напряжений, связанных с фазовым превращением, и изменением объема при превращении.
Тип дефектов, возникающих в мартенсите при фазовом превращении, зависит от температуры превращения и связанного с ней соотношения критических напряжений скольжения и двойникования. Если критические напряжения скольжения меньше
119
критического напряжения двойникования, то аккомодация осуществляется скольжением, а в противном случае — двойникованием.
При относительно высоких температурах мартенситного превращения, характерных для реечного мартенсита, релаксация напряжений происходит исключительно путем скольжения. Это приводит к тому, что в реечном мартенсите очень высокая плотность дислокаций.
При глубоко отрицательных температурах основным видом релаксации напряжений в ОЦК фазе становится двойникование. Поэтому в тонкопластинчатом мартенсите наблюдается полностью двойникованная структура. Для двух других морфологических типов а-мартенсита релаксация напряжений происходит как скольжением (дислокаций на периферии пластины), так и двойникованием (в мидрибе).
Смена механизма релаксации напряжений в значительной мере определяется резкой температурной зависимостью критических напряжений скольжения и двойникования. С понижением температуры сопротивление скольжению возрастает сильнее, чем сопротивление двойникованию (рис. 5.13). Вследствие этого при низких температурах превращения двойникование мартенсита более вероятно, чем скольжение. Несомненно, изменение соотношения между критическими напряжениями скольжения и двойникования является одной из причин влияния легирования на изменение морфологического типа мартенсита, но выделить этот фактор в чистом виде бывает очень трудно, так как при легировании изменяется и прочность аустенита, и положение точки Мн.
Наконец, необходимо отметить, что возникающие при фазовом превращении напряжения могут вызывать деформацию исходной фазы — аустенита, которая происходит исключительно путем скольжения. Поэтому в остаточном аустените можно наблюдать повышенную плотность дислокаций. Сдвиговый характер у—а-пре-вращения приводит к тому, что мартенсит может наследовать дислокации из исходной фазы. Как правило, в аустените при высокой температуре
Температура —
Рис. 5.13. Схема изменений критических напряжений скольжения и двойникования и типа мартенсита в зависимости от температуры (Г. Томас):
1 — реечный мартенсит; II — пластинчатый мартенсит
120
плотность дислокаций невелика, так что в обычных условиях закалки процессом передачи дислокаций из аустенита в мартенсит можно пренебречь. Но для некоторых обработок, сопровождающихся появлением в аустените большого количества дислокаций, например, ВТМО, становится заметным увеличение дислокаций в мартенсите и, как следствие, повышение прочности стали.
Кинетика мартенситного превращения. В зависимости от химического состава стали или сплавов изменяются не только температура превращения и морфологический тип мартенситных кристаллов, но и кинетика превращения. Для сплавов на железной основе обычно выделяют три вида кинетики: атермическую, взрывную и полностью изотермическую. Образование мартенсита сопровождается значительными изменениями физических свойств сплавов. Так как в подавляющем большинстве железных сплавов исходная фаза (аустенит) парамагнитна, а мартенсит ферромагнитен, то при изучении кинетики превращения чаще всего измеряют магнитные характеристики (намагниченность насыщения, магнитную проницаемость). Исследуя сплавы, в которых ферромагнитен и аустенит, удобно использовать измерение электрического сопротивления или дилатометрию.
Атермическое превращение начинается при достижении температуры Мн, положение которой для сплавов с такой кинетикой не зависит от скорости охлаждения в широком диапазоне ее изменения. Превращение происходит без инкубационного периода, практически мгновенно, протекает с очень большой скоростью и распространяется на широкую область температур. Понижение температуры в мартенситном интервале сопровождается плавным увеличением количества мартенсита (рис. 5.14). Приостановка охлаждения при любой температуре вызывает практически полное прекращение превращения. При достижении точки Мн превращение обычно не 80 _ доходит до конца и в стали сохраняет-	\
ся то или иное количество остаточ- g . 60 -	\
ного аустенита.	g £	\
В 40
Рис. 5.14. Мартенситная кривая атермического превращения в углеродистой стали (Г.В. Курдюмов)
й- 20
-100 О 100 200
Температура, °C
121
"взрыв", при котором
Рис. 5.15. Мартенситные кривые двух образцов стали 35Н24Х со взрывным превращением (А.Ф. Щербакова)
Атермическое превращение, как правило, наблюдают в железных сплавах, точка Мн которых лежит существенно выше комнатной температуры. В таких сплавах образуется реечный мартенсит.
Взрывное превращение начинается со скачкообразного, взрыво-подобного возникновения достаточно большой порции мартенсита, после чего объемная скорость превращения резко уменьшается и продолжается по атермической кинетике при понижении температуры, а затем может последовать другой "взрыв". Первоначальный
за 10-4...10-3 с может образоваться до
50...70 % мартенсита, иногда оказывается единственным. В таких
случаях дальнейшее накопление мартенсита происходит без заметных скачков. Однако зачастую скачки превращения могут неоднократно повторяться, прерывая плавное его развитие (рис. 5.15).
Температуру начала взрывного превращения, т. е. температуру первого скачка, принято обозначать Мв. Одинаковые образцы од
ного и того же сплава могут иметь заметно различающиеся точки Мв (см. рис. 5.15). Взрывное возникновение мартенсита сопровождается звуковым эффектом (отчетливо слышны щелчки) и повышением температуры в локальных объемах, охваченных превращением. При взрывной кинетике наиболее наглядно проявляется автокаталитичность мартенситного превращения. Мартенситный "взрыв" заключается в том, что образовавшаяся пластина вызывает лавинообразное появление большой группы пластин.
Взрывное превращение развивается в основном в области отрицательных температур. При крупных взрывах обычно возникает линзовидный мартенсит с мидрибом. Его кристаллы образуют характерные зигзаги и "молнии". При взрывной кинетике превращения может также формироваться тонкопластинчатый мартен
122
сит. Но в этом случае крупные "взрывы" не наблюдаются, а на мартенситной кривой появляется множество мелких скачков.
Как было сказано выше, при исследовании взрывного превращения с помощью обычной аппаратуры, показания которой пропорциональны количеству мартенсита, регистрируется несколько скачков, в промежутках между которыми записывается плавное нарастание степени превращения. Применение импульсных магнитометров, реагирующих не на количество мартенсита, а на мгновенную скорость его образования, позволяет изучить микрокинетику превращения, т. е. характер образования мартенсита в микрообъемах образца. Оказалось, что в сплавах со взрывным превращением плавным участкам обычной макроскопической мартенситной кривой, располагающимися между более или менее крупными взрывами, соответствует множество скачков на микро-кинетической кривой (рис. 5.16). Следовательно, кажущееся плавным превращение между крупными взрывами в действительности имеет микровзрывной характер. Такая картина наблюдается, в частности, в сплавах железа с 30...32 % никеля.
Полностью изотермическое превращение в отличие от атермического или взрывного имеет ряд черт, характерных для нормального неупорядоченного превращения. В изотермических условиях оно начинается по истечении инкубационного периода и его объемная скорость сначала возрастает, достигая максимума, а затем снижается. Температурную зависимость инкубационного периода
Рис. 5.16. Микрокинетика образования мартенсита в стали 05Н31: 7—температура; 2—мгновенная скорость превращения в зависимости от времени охлаждения (фрагмент осциллограммы)
123
Рис. 5.17. Изотермическое образование мартенсита в сплаве Н2ГЗ (Г.В. Курдюмов, О.П. Максимова)
и объемной скорости превращения в этом случае можно описать С-образными кривыми (рис. 5.17). Наблюдаемое при снижении температуры увеличение скорости превращения обусловлено ростом термодинамического стимула, а ее энергии тепловых колебаний.
При непрерывном охлаждении образование мартенсита в сплавах с изотермической кинетикой зависит от скорости понижения температуры: чем выше последняя, тем при более низкой температуре начинается превращение. Вследствие этого понятие о мартенситной точке Л/н становится неопределенным. Иногда в качестве условной мартенситной точки принимают температуру, ниже которой возможно образование мартенсита (на рис. 5.17 она указана штриховой линией). Из рис. 5.17 следует, что при достаточно быстром охлаждении до низких температур образование мартенсита может быть полностью подавлено и тогда превращение происходит при последующем нагреве. Превращение при нагреве возможно и после охлаждения, при котором образовалось некоторое количество изотермического мартенсита.
Следует особо подчеркнуть, что при изотермической кинетике сохраняются все основные черты мартенситного превращения. Рост отдельных кристаллов происходит с большой скоростью, независящей от температуры. Превращение распространяется на интервал температур и в изотермичесих условиях до конца не идет. Изотермическое превращение характерно для высоколегированных железных сплавов с точкой Л/н, лежащей ниже комнатной температуры.
Структура мартенсита, возникающего в сплавах с изотермической кинетикой, разнообразна и зависит от химического состава сплава. Кристаллы изотермического мартенсита в сплавах Fe—Ni—Мп, Fe— Ni—Мо могут быть частично двойникованы, с мидрибом {259}у, не параллельным плоскости габитуса, близкой к {112}у. В сплавах Fe—Ni, Fe—Сг—Ni и других по быстрой изотермической кинетике образуются пакеты тонких кристаллов с габитусом {111}у, Пересе
124
каемые общим мидрибом {259}у> или без него (реечный мартенсит). По изотермической кинетике может формироваться и "баттерфляй" -мартенсит.
В некоторых сплавах с точкой Л/н выше комнатной температуры, мартенситное превращение в которых можно рассматривать, как атермическое, существуют две области температур—вблизи Мн и Мк, в которых мартенсит образуется в изотермических условиях. По мере удаления от концов мартенситного интервала и приближения к его середине объем изотермически образующегося мартенсита уменьшается вплоть до полного исчезновения. Это явление можно объяснить, допустив, что превращение в таких сплавах по своей природе является изотермическим, но протекает настолько быстро, что скорость в средней части мартенситного интервала не поддается измерению и изотермичность может быть обнаружена лишь вблизи Мн и Мк, т. е. в областях температур с относительно низкой скоростью зарождения кристаллов. Описанная разновидность кинетики образования мартенсита получила название быстрого изотермического превращения.
Причины существования различных кинетических типов мартенситных превращений и связанных с ними морфологических разновидностей мартенсита не вполне ясны. Вероятно, эти особенности превращения определяются механизмом релаксации структурных напряжений. Механизм релаксации, в свою очередь, определяется термодинамическим стимулом у —> а перестройки, температурой превращения, пределом текучести аустенита, критическими напряжениями скольжения и двойникования в мартенсите.
В некоторых сплавах удается наблюдать как изотермическое, так и атермическое мартенситные превращения, протекающие в той или иной последовательности. Так, в стали 05Н24М5 изотермическое превращение при понижении температуры сменяется взрывным, а в стали 10Х17Н4 атермическое (не взрывное) превращение начинается на несколько десятков градусов выше появления изотермического мартенсита. В сплавах с преимущественно взрывной кинетикой небольшое количество изотермического мартенсита может возникать как выше Мв, так и после больших скачков превращения.
Постепенный переход от одного типа превращения к другому может наблюдаться при изменении состава сплава. Такая закономерность характерна для железоникелевых сплавов. При изменении содержания никеля приблизительно от 29 до 30 % обычная атермическая кинетика заменяется взрывной кинетикой, причем
125
этому переходу соответствует изменение структуры. В сплавах, содержащих менее 29 % никеля, образуется реечный мартенсит, а при содержании никеля около 30 % и более возникает линзовидный мартенсит с мидрибом.
Вышеизложенное позволяет считать, что различие между основными кинетическими типами превращений не являются принципиальными. Взрывное образование мартенсита можно рассматривать как предельное выражение атермической кинетики превращения. В то же время атермическое превращение можно представить как изотермическое, но идущее с очень высокой скоростью уже во время охлаждения до любой из температур мартенситного интервала.
Состояние исходной фазы также существенно влияет на мартенситное превращение. В некоторых сталях, претерпевающих мартенситное превращение, аустенит при относительно низких температурах является пересыщенным твердым раствором. Тогда при медленном охлаждении от высоких температур или при выдержке после закалки в области от 400 до 800 °C, т. е. намного выше Мн, он может распадаться. Образование при распаде зон Гинье-Престона частиц метастабильных и стабильных фаз, изменение химического состава твердого раствора, его напряженного состояния и механических свойств неизбежно сказывается на развитии мартенситного превращения.
Начальные стадии распада пересыщенного аустенита снижают Мн, а более глубокий распад, сопровождающийся значительными изменениями химического состава у-раствора, приводит к повышению мартенситной точки. Эти изменения Мн наблюдаются независимо от типа выделяющейся фазы (карбиды или интерметал-лиды) и исходной кинетики мартенситного превращения.
В качестве примера рассмотрим влияние старения на мартенситное превращение в двух сталях: 40Н15Х2 с карбидной и 05Н23ЮЗХ2 с интерметаллидной фазой выделения.
Низкотемпературное трехчасовое старение (при 425...475 °C), с одной стороны, должно повышать мартенситную точку вследствие обеднения аустенита элементами, образующими зоны или фазы выделения, а с другой — понижать А/н вследствие термической стабилизации аустенита, обусловленной закреплением дислокаций примесями внедрения и дисперсными частицами.* Результирующее снижение Мн (см. рис. 5.18) означает, что последний
*О термической стабилизации аустенита см. в разделе 5.3.
126
Рис. 5.18. Изменение мартенситной точки и твердости при старении сталей 40Н15Х2 (7), упрочняемой карбидами, и 05И23ЮЗХ2 (2), упрочняемой интерметаллидами (Ю.Б. Пейсахов)
фактор действует сильнее. Увеличение продолжительности выдержки при 450 °C более трех часов приводит сначала к уменьшению снижения Мн стали 40Н15Х2, а затем и к ее повышению. Это вызвано усилением обеднения аустенита углеродом при мало меняющейся степени стабилизации. Мартенситная точка стали 05H23IO3X2 непрерывно снижается с увеличением продолжительности выдержки; следовательно, стабилизация аусте-
Температура старения, °C
нита этой стали усиливается, а действие химического фактора не-
велико.
При температурах выше 600 °C термическая стабилизация аустенита не развивается, поэтому в результате высокотемпературного старения (при 600...700 °C) наблюдается повышение Мн, обусловленное обеднением аустенита элементами, снижающими ее: углеродом и хромом в стали 40Н15Х2 и никелем в стали 05Н23ЮЗХ2.*
Заметим, что максимуму твердости аустенита при старении соответствует снижение Мн стали 40Н15Х2 с карбидной фазой выделения, а Мн стали 05Н23ЮЗХ2, упрочняемой интерметаллидами, повышается (см. рис. 5.18).
Старение может сопровождаться не только понижением температуры Мн, но и изменением кинетики мартенситного превращения. Так, например, в сплаве 05Н23ЮЗХ2 с исходной изотер-
*При старении стали 05Н23ЮЗХ2 образуются частицы Ni3Al, поэтому аустенит обедняется и никелем, и алюминием. В сплавах с 22...23 % N1 алюминий несколько повышает М„, поэтому удаление его из раствора приводит к обратному эффекту — ослабляет повышение мартенситной точки, вызванное связыванием части никеля в интерметаллиды.
127
мической кинетикой и реечным мартенситом после старения аустенита при 475 °C в течение 120 часов наблюдается взрывной тип превращения с образованием линзовидного мартенсита.
5.2. МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В УГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЯХ
В углеродистых сталях мартенсит является пересыщенным твердым раствором внедрения углерода в a-железе. В решетке ОЦК атомы углерода занимают октаэдрические поры (центры граней и середины ребер элементарных ячеек). Специфика углеродистого мартенсита заключается в том, что атомы углерода упорядоченно располагаются вдоль одного из направлений типа (001), в результате чего решетка мартенсита становится тетрагональной. Из рис. 5.19, с видно, что если атомы углерода расположены в направлении [001], то параметр с больше а. С увеличением содержания углерода в мартенсите параметр с возрастает, а параметр а слабо уменьшается (рис. 5.20). Отношение с/а характеризует степень тетрагональное™ решетки мартенсита. Это отношение линейно связано с концентрацией углерода в твердом растворе:
с/а = 1 + 0,046 (% С).	(5.3)
Рассмотренные в предыдущем разделе схемы перестройки решетки из ГЦК в ОЦК применимы и для углеродистых сталей, когда в процессе превращения из аустенита образуется мартенсит с объемно-центрированной тетрагональной решеткой (ОЦТ). Следует лишь учитывать, что при использовании схемы, предложенной Г.В. Курдюмовым и Г. Заксом, для получения решетки ОЦТ величина сдвигов должна быть немного меньше тех, которые переводят решетку ГЦК в ОЦК.
Для того, чтобы проследить, как перестройка решетки при мартенситном превращении сказывается на положении атомов углерода, воспользуемся схемой Бейна (см. рис. 5.19, 6). В решетке ГЦК атомы углерода располагаются в октаэдрических порах, центры которых совпадают с центрами элементарных ячеек и серединами их ребер. Эти позиции кристаллографически равноценны. Поэтому атомы углерода распределены по междоузлиям решетки статистически равномерно. Искажения решетки, создаваемые атомами углерода, также равномерно распределены вдоль кристаллографических осей и решетка остается кубической при любой концентрации твердого раствора. После перестройки решетки атомы углерода будут находиться в октаэдрических порах решетки мар-
128
Рис. 5.19. Расположение атомов углерода в ячейке мартенсита. Крестиками указаны возможные положения атомов углерода
а
Рис. 5.20. Зависимость периодов решетки мартенсита (а) и их соотношения (6) от содержания углерода в стали
тенсита вдоль одного из направлений типа (001). Так, в выделенной в решетке ГЦК тетрагональной ячейке (см. рис. 5.19, б) они оказываются расположенными либо в центрах горизонтальных граней, либо на серединах ребер, параллельных оси [001].
Расчеты, проведенные К. Зинером и А.Г. Хачатуряном, показали, что упругая энергия, связанная с искажениями решетки атомами растворенного углерода, зависит от характера распределения
129
этого элемента по октаэдрическим порам и минимальна при упорядоченном расположении всех атомов углерода в одном из направлений <001). Следовательно, упорядоченное расположение атомов углерода по междоузлиям а-решетки, возникающее в результате мартенситного превращения, является термодинамически стабильным.
В каждом кристалле мартенсита, соответствующем одной ориентировке (или варианту о.с. К-3), атомы углерода располагаются в направлении только одной оси <100), совпадающей с осью деформации Бейна. Так как при мартенситном превращении, как описывалось ранее, в зерне аустенита возможна деформация решетки в трех взаимно перпендикулярных направлениях, то для 24 ориентировок мартенсита, упорядочение атомов углерода произойдет по всем трем осям типа <100) аустенита, приводя к образованию тетрагональной решетки мартенсита.
Такое равновесное, полностью упорядоченное распределение атомов углерода по октаэдрическим междоузлиям наблюдается только при низких температурах. С повышением температуры подвижность атомов углерода возрастает и следует ожидать, что упорядоченное расположение углерода по междоузлиям будет нарушаться, а степень тетрагональное™ мартенсита снижаться вплоть до полного исчезновения уже при комнатной температуре. Но в действительности тетрагональность решетки мартенсита сохраняется не только при комнатной, но частично даже при более высоких температурах (в углеродистых сталях до 350 °C). Это противоречие можно разрешить, если учесть, что изменение параметров решетки мартенсита вследствие перераспределения углерода по междоузлиям вызывает появление дополнительной энергии, обусловленной нарушением упругого равновесия кристалла мартенсита с остаточным аустенитом и соседними кристаллами мартенсита. Вследствие этого разупорядочение может происходить лишь до такой степени, при которой дополнительная упругая энергия не превышает энергетического выигрыша, связанного с перераспределением углерода по октаэдрическим междоузлиям и снижением тетрагональных искажений решетки.
В углеродистых сталях мартенситное превращение имеет атермический характер. Оно протекает с очень большой скоростью; его развитие происходит в широкой области температур и количество образующегося мартенсита определяется степенью переохлаждения ниже точки Мн (см. раздел 5.1), положение которой не
130
зависит от скорости охлаждения в очень широком интервале скоростей.
При небольшом переохлаждении углеродистых сталей ниже Л/н мартенситное превращение может получать незначительное развитие и в изотермических условиях. Количество образующегося при этом мартенсита обычно не превышает нескольких процентов, а само превращение быстро затухает. По мере удаления от Ми объем изотермического превращения уменьшается до полного исчезновения.
Положение Мн зависит от температуры Тц и связано прежде всего с химическим составом аустенита, который может не совпадать с составом стали, если при нагреве не все фазы растворены. Особенно сильное влияние на температуру начала мартенситного превращения оказывает углерод. С увеличением его содержания снижается не только точка Мн, но и Л/к, т. е. весь интервал мартенситного превращения (рис. 5.21, а). В низкоуглеродистых нелегированных сталях интервал мартенситного превращения находится выше комнатной температуры. В этих сталях после окончания мартенситного превращения количество остаточного аустенита не превышает нескольких процентов. При содержании в аустените более 0,5 % углерода точка Мк становится ниже комнатной температуры. Поэтому при охлаждении высокоуглеродистых сталей
Рис. 5.21. Влияние содержания углерода на температуры начала и конца мартенситного превращения (о) и количество остаточного аустенита при охлаждении до комнатной температуры (б) (А.П. Гуляев)
131
Содержание легирующего элемента, мае. %
Рис. 5.22. Влияние легирующих элементов на положение мартенситной точки Мн для стали с 1 % углерода (В.Д Садовский)
до комнатной температуры мартенситное превращение не заканчивается и в структуре наблюдается повышенное количество остаточного аустенита (рис. 5.21, б). Чтобы увеличить количество мартенсита и соответственно снизить количество остаточного аустенита, высокоуглеродистые стали следует охлаждать в область отрицательных температур. Необходимо подчеркнуть, что для заэвтектоидных сталей положение Л/н и количество
остаточного аустенита зависят от температуры аустенитизации в соответствии с изменяющимся при этом содержанием углерода в аустените. Сравнимое с углеродом понижающее действие на точку Мн оказывает и другой элемент внедрения — азот.
В сталях умеренной легированное™ большинство легирующих элементов снижают температуру начала мартенситного превращения (рис. 5.22). Особенно сильное воздействие оказывает марганец, значительно слабее влияют хром и никель. Кремний почти не оказывает влияния на точку Л/н, а кобальт и алюминий ее повышают. Если в стали присутствуют несколько легирующих элементов, то их действие на точку Л/н нельзя определить простым суммированием, поскольку эффектавность того или иного элемента зависит не только от его концентрации, но и от присутствия других элементов. При различном содержании углерода влияние легирующих элементов на точку Мн также может быть различным. Тем не менее существует ряд эмпирических уравнений для определения точки Л/н в зависимости от характера легирования стали. Одно из таких уравнений для сталей, содержащих 0,2...0,8 % углерода, предложено А.А. Поповым:
7ИН = 520 - 320 % С — 45 % Мп — 30 % Сг — - 20(% Ni + % Mo) - 5(% Si + % Си).
(5-4)
132
Расчеты по этому уравнению неплохо согласуются с экспериментальными данными.
Сложное воздействие на точку Мн могут оказывать сильные карбидообразующие элементы — ванадий, ниобий и титан. При малых содержаниях они повышают точку Мн, а при больших — понижают. Повышение Мн обусловлено связыванием углерода в труднорастворимые карбиды и снижением его содержания в аустените.
Характер влияния легирующих элементов на точки Мн и Мк может быть неодинаков, что, возможно, связано с изменением состояния и свойств аустенита в ходе мартенситного превращения, происходящим в различной степени в сталях разного состава. Но тем не менее все легирующие элементы, снижающие точку Мн, обычно способствуют увеличению количества остаточного аустенита.
В углеродистых сталях тип образующихся кристаллов мартенсита зависит от содержания углерода. В мало- и среднеуглеродистых нелегированных сталях формируется реечный мартенсит с габитусом {111 }у. При содержании углерода около 0,6 %, когда точка Л/н существенно снижается, в структуре наряду с реечным появляется заметное количество пластинчатого мартенсита. В интервале 0,6... 1,0 % углерода сосуществуют два типа мартенсита, причем с увеличением содержания углерода происходит постепенный переход от реечного мартенсита к пластинчатому. Если при аустенитизации осуществляется полный перевод углерода в аустенит, то в стали с содержанием углерода более 1,0 % при охлаждении образуется только пластинчатый мартенсит. При содержании углерода, не превышающем 1,4 %, этот мартенсит имеет габитус {225}у а при больших содержаниях углерода — {259}у. Когда аустенитизация проводится при температурах, незначительно превышающих точку Асу и часть цементита остается нерастворенной, то и в высокоуглеродистых сталях наблюдается смесь реечного и пластинчатого мартенсита.
Происходящий с увеличением содержания углерода переход от реечного к пластинчатому мартенситу, по-видимому, связан с изменением механизма аккомодационной деформации при превращении. Это связано с тем, что углерод вызывает значительное упрочнение аустенита и повышает критические напряжения, обуславливающие развитие скольжения.
Легирующие элементы, приводящие к снижению точки Л/н, так же как и углерод, способствуют переходу от реечного к пластинчатому мартенситу. В средне- и тем более в высоколегированных сталях образование заметного количества пластинчатого мар
133
тенсита (до 10...20 %) можно наблюдать уже при содержании углерода 0,3-..0,4 %. В легированных сталях с 0,5...0,6 % углерода, по данным разных исследователей, количество пластинчатого мартенсита может достигать 25...50 %.
Из приведенных выше данных следует, что в промышленных углеродистых и малолегированных сталях наблюдаются в основном два типа мартенсита: реечный и пластинчатый. Так как основной структурной составляющей большинства конструкционных сталей, подвергаемых термической обработке на мартенситную структуру, является реечный мартенсит, то рассмотрим подробно особенности его строения.
Одной из особенностей реечного мартенсита является отсутствие в нем двойников превращения, другой — способность его кристаллов-реек группироваться в пакеты. При образовании реек выполняются вполне определенные ориентационные соотношения мартенсит—аустенит. Как показали исследования, в углеродистых сталях они не совпадают с ориентационными соотношениями Курдюмова—Закса или Нишиямы, а являются промежуточными между ними. Для большинства сталей плоскость (011)а отклоняется на угол 1° от (111)у, а направления [111]а около 2° от [Ю1]у и [011]а на 3° от [112]у.
Следовательно, в среднеутлеродистых сталях реально отсутствует точная параллельность между плотноупакованными плоскостями и направлениями в решетках двух фаз, участвующих в превращении. Предполагают, что такая особенность может быть обусловлена минимизацией энергии упругих искажений (напряжений) в системе мартенсит—аустенит.
В пакете рейки, имеющие форму пластин, располагаются почти параллельно друг другу, поэтому при металлографическом наблюдении может создаться впечатление, что они имеют единую ориентировку. Но результаты электронно-микроскопического й рентгеноструктурного анализа показывают, что в каждом пакете присутствуют рейки шести ориентировок. При этом доля каждой ориентировки в пакете практически одинакова.
Набор ориентировок в пакете не является случайным, так как они подчиняются определенным закономерностям, связанным с механизмом превращения. Во-первых, для каждой из шести ориентировок мартенсита, образующих пакет, плоскость {110}а почти точно совпадает с одной и той же плоскостью аустенита {111}у, входящей в ориентационное соотношение. По этой плоскости аустенита происходит так называемый первый сдвиг при мартен-
134
Рис. 5.23. Стандартная полюсная фигура мартенситного пакета (111)у, сечение (001)у:
Cj — положение осей бейновских деформаций;
Sj — положение осей сдвиговых деформаций;
/ = 1...6 — нумерация осей деформации; 1...6 — соответствующая им нумерация габитусных треугольников
ситном превращении, следовательно, для всех кристаллов мартенсита в пакете имеется одна и та же плоскость первого сдвига, что, по-видимому, связано с автоката-литичностью превращения. Эта
плоскость {1И}Т и определяет тип пакета. В аустенитном зерне существуют четыре равноценных плоскости {111}у. Отсюда следует, что в одном аустенитном зерне могут существовать пакеты мар
тенсита только четырех типов.
Во-вторых, в пределах одного пакета присутствуют мартенситные кристаллы, для набора которых реализуются все возможные для зерна аустенита деформации Бейна, каждая из которых при превращении приводит к тетрагональному искажению решетки мартенсита и к анизотропному изменению объема. Как уже отмечалось выше, перестройка решетки ГЦК аустенита в решетку ОЦК (ОЦТ) мартенсита может быть описана двумя видами деформации: бейновской и сдвиговой. Осью бейновской деформации является ось (001)г Рассмотрим полюсную фигуру мартенситного пакета для сечения (001 )у, которая представлена на рис. 5.23. На этой фигуре обозначены нормали к плоскостям аустенита типа {001}у и нормали к плоскостям типа {001}а образовавшихся кристаллов мартенсита. Можно видеть, что в одном квадранте полюсной фигуры присутствует шесть полюсов мартенсита (001)а, соответствующих шести мартенситным ориентировкам. Они группируются попарно (1—2, 3—4, 5—6) около каждого полюса типа {001 }у аустенита (угол между полюсами мартенсита и аустенита составляет около десяти градусов). Это приводит при мартенситном превращении к одинаковому увеличению длины вдоль трех взаимно перпендикулярных осей решетки, поэтому при образовании пакета бейновская деформация реализуется в трех направлениях. В результате в пределах пакета происходит квазиизотропное измене-
135
Рис. 5.24. Схема строения пакета реечного мартенсита (М.А. Штремель)
ние объема, что позволяет пакету расти без особых ограничений и достигать значительных величин.
Наконец, отметим, что кристаллические решетки для ориентировок мартенсита 1—6, 2—3, 4—5 находятся друг относительно друга в двойниковом положении. Наличие трех пар ориентировок, находящихся в двойникованном положении, влияет на характер сдвиговой деформации в пакете при мартенситном превращении. Для каждой пары ориентировок направление сдвиговых деформаций имеет противоположные знаки. Следовательно, и сдвиговая деформация будет в значительной мере скомпенсирована в пределах одного пакета.
Таким образом, пакет является не конгломератом произвольно ориентированных мартенситных кристаллов, а своеобразным ансамблем самосогласующихся кристаллов-реек, при образовании которого минимизируются возникающие при мартенситном превращении напряжения как дилатационные, связанные с деформацией Бейна, так и сдвиговые. Образование пакета вместо набора произвольно расположенных кристаллов оказывается термодинамически выгодным.
Кристаллы реечного мартенсита представляют собой тонкие пластины, которые практически полностью заполняют объем бывшего зерна аустенита. Рассмотрим их пространственное расположение в пакете. Одна из возможных схем строения пакета, предложенная М.А. Штремелем, приведена на рис. 5.24. Реечные кристаллы мартенсита расположены в пакете послойно. В каждом слое располагаются кристаллы двух ориентировок, находящиеся в двойниковом положении, но не образующие один двойникованный кристалл. Например, первый слой образуется кристаллами с ориентировками 1—6, а над ним располагается слой, образованный кристаллами с ориентировками 2—3, также находящихся в двойниковом положении. Габитусная плоскость реечных кристаллов мартенсита отличается на небольшой угол от плоскости {Ш}т, поэтому можно считать, что пластины мартенсита лежат параллельно этой плоскости. Но во втором слое они повернуты на угол 60° относительно кристаллов первого слоя. В третьем слое располагаются кристаллы с ориентировками 4—5, также разверну-
136
Рис. 5.25. Строение пакета мартенсита в различных сечениях: а — сечение в плоскости (111)у, >500 (Л. Девченко); б — произвольное сечение, >500
тые на угол 60°, относительно второго слоя. Четвертый слой повторяет первый, пятый — второй и т. д.
Эта схема хорошо описывает изменение металлографически наблюдаемой структуры реечного мартенсита в зависимости от сечения пакета. Известно, что для большинства произвольно выбранных сечений пакета наблюдается структура, которая состоит из набора тонких параллельно расположенных кристаллов (рис. 5.25, а) В то же время в сечении, близком к плоскости {111}у кристаллы мартенсита образуют сочленения, близкие к равносторонним треугольникам (рис. 5.25, б). Легко убедиться, что при различных сечениях пакета, представленного на рис. 5.24, можно получить картины, подобные наблюдаемым структурам.
При мартенситном превращении на месте одного монокри-стального зерна аустенита, внутри которого отсутствовали границы, образуется большое количество мартенситных кристаллов, разделенных внутрифазными границами различного типа. Строение границ между соседними рейками зависит от их ориентации. В пределах пакета можно рассчитать и измерить величину угла ра-зориентировки между любыми кристаллами мартенсита и описать тип границ между этими кристаллами. Эти границы могут быть малоугловыми, близкими к двойниковым, и большеугловыми.
Методами рентгеноструктурного анализа и электронной микроскопии в реечном мартенсите обнаружен остаточный аустенит, который располагается по границам реек и пакетов в виде тонких прослоек толщиной 10...50 нм. Обнаружить эти прослойки в оптическом микроскопе не удается. Их расположение можно надежно наблюдать лишь при электронно-микроскопическом исследовании, когда съемка на просвет ведется в рефлексах остаточного аустенита
137
(рис. 5.23). Его существование в мало- и среднеуглеродистых сталях связано не с понижением точки Мк ниже комнатной температуры, а возникновением при мартенситном превращении больших сжимающих напряжений, стабилизирующих остаточный аустенит.
В сталях с содержанием углерода 0,6 % и более, как уже отмечалось ранее, образуется пластинчатый мартенсит. Его кристаллы группируются в ансамбли иного типа и по иным закономерностям, чем пакеты реечного мартенсита. Как правило, объем аустенитного зерна при этом лишь частично заполняется кристаллами мартенсита, поэтому в структуре стали содержится значительное количество остаточного аустенита, который можно наблюдать и металлографически (см. рис. 5.11).
Поведение углерода в мартенсите. В мартенсите, образующемся в углеродистых сталях, заметное развитие получают процессы перераспределения атомов углерода, а также распад пересыщенного твердого раствора.
Перестройка решетки аустенита в мартенсит не приводит к тому, что все атомы углерода располагаются упорядоченно, т. е. находятся в октаэдрических порах вдоль направлений типа <001 >а. Такое состояние характеризуется повышенной энергией кристаллической решетки, поэтому в свежеобразованном мартенсите начинает происходить перераспределение атомов углерода по междоузлиям. Для этого оказывается достаточным их перемещения в пределах элементарной ячейки. При завершении упорядочения степень тетрагональное™ решетки должна соответствовать выражению (5.3).
При комнатной температуре перераспределение атомов углерода по междоузлиям заканчивается практически за несколько минут. Очевидно, что данный процесс замедляется при охлаждении в область отрицательных температур. Об этом свидетельствуют эксперименты (Л.И. Лысак), проведенные на сталях с 0,6...0,7 % С и 6...7 % Мп, у которых точка Мн находится ниже комнатной температуры. Если такие стали после аустенитизации резко охладить до —180 °C, то образовавшийся мартенсит при этой температуре имеет существенно меньшую степень тетрагональное™ решетки, чем это следует из уравнения (5.3). Такой мартенсит был назван %'-мартенситом. Отогрев стали до комнатной температуры сопровождается перераспределением атомов по междоузлиям и ростом степени тетрагональное™ решетки мартенсита, пока она не дос-тагнет равновесной величины.
В свежеобразованном мартенсите, кроме процессов упорядочения, происходит диффузия атомов углерода к дислокациям и другим
138
дефектам кристаллического строения. В результате около дислокаций образуются атмосферы Коттрелла. Движущая сила процесса в этом случае определяется уменьшением упругой энергии искажений решетки, обусловленной размещением атомов углерода в междоузлиях. Как показали эксперименты, дислокации в решетке мартенсита могут связать до 0,1...0,2 % углерода. Для образования атмосфер Коттрелла необходима диффузия углерода на достаточно большие расстояния. Поэтому этот процесс требует большего времени, чем упорядочение: при комнатной температуре он завершается за несколько часов. Чем выше температура, тем быстрее перемещаются атомы углерода к дислокациям. Поэтому в сталях с высокой точкой Мн формирование атмосфер Коттрелла в значительной степени протекает уже во время охлаждения в мартенситном интервале.
Наряду с атмосферами Коттрелла в свежеобразованном мартенсите возникают плоские скопления атомов углерода одноатомной толщины — кластеры. Их появление можно рассматривать, как раннюю стадию распада пересыщенного твердого раствора, каковым является мартенсит. При достаточно длительных выдержках при комнатной температуре распад мартенсита сопровождается образованием высокодисперсных карбидов, решетка которых когерентна с решеткой матрицы.* При выделении карбидов степень тетрагональное™ решетки мартенсита уменьшается.
В углеродистых и легированных сталях с содержанием углерода менее 0,6 % в виду того, что точка Л/н находится при сравнительно высоких температурах, распад мартенсита с выделением карбидной фазы может получать существенное развитие уже во время охлаждения в мартенситном интервале. Это явление называется самоотпуском мартенсита. При интенсивном протекании самоот-пуска мартенсит приобретает существенную неоднородность по тетрагональное™ решетки.
5.3. ВЛИЯНИЕ РАЗЛИЧНЫХ ВОЗДЕЙСТВИЙ НА МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ
Влияние условий охлаждения. В сплавах на основе железа на кинетику мартенситного превращения оказывают влияние скорость охлаждения и приостановки охлаждения как в интервале Мн—Мк, так и в аустенитной области.
*Более подробно о процессах распада мартенсита смотрите в главе 8.
139
Рис. 5.26. Вид мартенситных кривых при непрерывном охлаждении (/) и охлаждении с выдержкой при температуре г„ (2) (схема): М'н — температура возобновления превращения
Выдержки во время охлаждения ниже точки Мк могут заметно тормозить мартенситное превращение. Это явление называется термической стабилизацией или просто стабилизацией аустенита. Если при охлаждении стали сделать выдержку в пре
делах мартенситного интервала, то при возобновлении охлаждения образование мартенсита начнется не сразу, а лишь после некоторого
понижения температуры, что в конечном счете приведет к увеличению количества остаточного аустенита (рис. 5.26). Если температуру выдержки обозначить tn, а температуру возобновления превращения М^, то величина ® = tn — характеризует степень стабилизации аустенита.
Стабилизация аустенита усиливается с понижением температуры выдержки и увеличением ее продолжительности. В некоторых случаях достигается полная стабилизация, при которой продолжение охлаждения по окончании выдержки не вызывает превращения. Для каждой стали можно указать некую температуру Мс, заключенную внутри мартенситного интервала, выше которой стабилизация не развивается. Чем ниже охлаждена сталь по отношению к Мс, тем сильнее проявляется стабилизация. Граничной температуре Мс соответствует определенное количество мартенсита, различное в разных сталях (от 20 до 50 % ориентировочно).
Эффект термической стабилизации проявляется и в условиях непрерывного охлаждения. В этом случае он зависит от скорости охлаждения. Чем она выше, тем в меньшей мере получает развитие стабилизация, что приводит к уменьшению количества остаточного аустенита.
Основной причиной стабилизации аустенита является закрепление дислокаций, возникающих во время превращения, атомами углерода и азота. Примесные атмосферы могут возникать на скоплениях дислокаций, являющихся вероятными местами зарождения мартенсита, на границах уже имеющихся мартенситных
140
зародышей и, наконец, просто на хаотически расположенных дислокациях, повышая сопротивление сдвигу в аустените. Все это должно затруднять превращение аустенита в мартенсит. Подтверждением этой точки зрения служит то обстоятельство, что в очень чистых сплавах, практически не содержащих углерода и азота, ста билизация аустенита не наблюдается.
Термической стабилизации аустенита в интервале Мн—Мк также может способствовать релаксация напряжений у краев мартенситных кристаллов при остановке охлаждения. Такие напряжения, как было сказано выше, обеспечивают автокаталитичность превращения.
Стабилизация аустенита может развиваться не только ниже, но и выше мартенситной точки Мн. Она наблюдается как в сплавах с изотермической, так и взрывной кинетикой превращения.
Развитие стабилизации выше /Ин может быть обусловлено возникновением в аустените субмикронеоднородностей различной природы. Конкретными причинами стабилизации могут быть: закрепление дислокаций примесями внедрения, возникновение областей концентрационной неоднородности, образование кластеров, зон Гинье—Престона или дисперсных частиц, а также ближнее упорядочение атомов углерода в сталях с высоким его содержанием, легированных повышенным количеством карбидообразующих элементов.
Выше не раз подчеркивалось, что изменение скорости охлаждения в широком интервале не сказывается на положении мартенситной точки Мн. Такой вывод справедлив для условий охлаждения, обычно реализуемых при проведении термической обработки на производстве.
Развитие экспериментальной техники позволило достичь очень высоких скоростей охлаждения в твердом состоянии вплоть до 106 град/с. Применение такой аппаратуры для исследования мартенситных превращений привело к получению принципиально новых важных результатов (Д А. Мирзаев, О.П Морозов). Для железа, содержащего 0,005 % С, было установлено, что с увеличением скорости охлаждения температура у -> а превращения сначала плавно понижается до 820 °C, а затем остается неизменной, пока скорость охлаждения не превысит 2 • 104 град/с. При этой критической скорости охлаждения температура превращения скачком понижается до 720 °C и вновь остается неизменной до достижения следующей критической скорости охлаждения 5 • 104 град/с. При дальнейшем ускорении охлаждения подобные скачки дважды
141
Скорость охлаждения, град/с
Рис. 5.27. Влияние скорости охлаждения на температуру у—a-превращения в железе, содержащем 0,005 % углерода (Д.А. Мирзаев)
повторяются и, таким образом, в железе с 0,005 % углерода насчитывается четыре ступени превращения (рис. 5.27).
Структура продуктов первой ступени превращения характеризу
ется отсутствием поверхностного рельефа, она состоит из равноосных зерен ct-фазы невысокой твердости. В результате превращений на второй (720 °C), третьей (540 °C) и четвертой (420 °C) ступенях возникает поверхностный рельеф и структура характеризуется повышенной твердостью, возрастающей с понижением температуры превращения.
Если первая ступень представляет собой обычное диффузион
ное превращение, то вторую, третью и четвертую ступени следует рассматривать как сдвиговые бездиффузионные превращения. На второй и третьей ступенях образуется реечный мартенсит, различающийся размерами пакетов и плотностью дислокаций. Подавление этих ступеней превращения достаточным ускорением охлаждения дает основание рассматривать их как разновидности быстрого изотермического мартенситного превращения. На четвертой ступени возникает смешанная структура, состоящая из па
кетов реечного и крупных кристаллов пластинчатого мартенсита. Характер изменения структуры, а также невозможность подавить четвертую ступень превращения при достигнутых скоростях охлаждения позволяют рассматривать ее как атермическую.
Существование трех мартенситных превращений в железе можно объяснить тем, что кинетика у -> а превращения и морфология его продуктов определяются механизмом и степенью развития релаксационных процессов. На различных ступенях (2—4) релаксация напряжений на границах фаз осуществляется по-разному: путем скольжения дислокаций в мартенсите и аустените, двойникования в мартенсите и их сочетания. Снижение напряжений уменьшает упругую энергию, а поверхностная энергия возрастает вследствие возникновения межфазных дислокаций. Увеличение поверхностной энергии затрудняет зарождение и рост новой фазы, что отражается на кинетике превращения.
142
Содержание углерода, %
Рис. 5.28. Концентрационная зависимость мартенситных точек, соответствующих
III и IV ступеням превращения в железе (Д.А. Мирзаев)
Мартенситные точки Мн всех трех ступеней в железе снижаются с увеличением содержания углерода. Особенно резко снижается Л/н второй ступени и она исчезает вблизи 0,02 % С. Поэтому в доэвтектоидных углеродистых сталях при сверхбыстром охлаждении наблюдаются лишь две мартенистные точки — Мн1 и Мн2, соответствующие третьей и четвертой ступеням превращения в железе (рис. 5.28). Точка /Ин1 — это обычная мартенситная точка, реализующаяся при закалке доэвтектоидных сталей, а точка Л/н2 при обычных скоростях охлаждения не выявляется. С повышением содержания углерода в сталях точка снижается более интенсивно, чем точка Л/н2, что приводит к тому, что в заэвтектоидных сталях сохраняется лишь одно атермическое мартенситное превращение.
Третья и четвертая ступени мартенситного превращения в железе воплощаются и во многих легированных сталях. Интенсивность влияния легирующих элементов на точки Л/н| и Л/н2 может быть различна. Так, марганец, молибден и хром снижают AfHi интенсивнее, чем Мн2, а кобальт повышает Л/н1 в большей мере, чем Ми2-
Влияние пластической деформации. Пластическая деформация аустенита может влиять на протекание мартенситного превращения. Ее влияние зависит от температуры и степени деформации. При температурах несколько выше Л/н она может вызвать мартенситное превращение. Такой эффект наблюдается в температурном
143
интервале от Л/н до температуры, обозначаемой точкой Ма (М^). Подчеркнем, что точка Мд лежит ниже точки Tq. При нагреве пластическая деформация ускоряет обратное мартенситное превращение; оно начинается с определенной температуры Лд, находящейся между Tq и Ан.
Предварительная деформация аустенита в сплавах на основе железа, осуществляемая выше точки Л/д, не приводит к мартенситному превращению, но может влиять на кинетику последующего
мартенситного превращения, происходящего при понижении температуры. Небольшая пластическая деформация интенсифицирует мартенситное превращение, что проявляется в повышении точки Л/н, увеличении скорости превращения, уменьшении количества непревращенной фазы. Значительная пластическая деформация оказывает тормозящее действие на мартенситное превращение, т. е. в этом случае имеет место так называемая механическая стабилизация аустенита.
Такую закономерность наглядно иллюстрируют данные экспериментов, проведенных на стали 05Х17Н9 с точкой 7ИН ниже комнатной температуры (Г.В. Курдюмов, О.П. Максимова). Для этой стали характерна изотермическая кинетика мартенситного превращения. Предварительная деформация растяжением при + 100 °C на 8 % ускорила образование мартенсита. Увеличение де
формации до 17 %, наоборот, ного превращения (рис. 5.29).
Время, час
привело к замедлению мартенсит-
Различное влияние малых и значительных деформаций на последующее образование мартенсита при охлаждении объясняется следующим образом. Малые деформации создают такие структурные нарушения и локальные напряжения, которые активизируют мартенситное превращение. При больших деформациях, когда плотность дислокаций высока, затруд-
Рис. 5.29. Влияние пластической деформации при +100"С на кинетику образования мартенсита в стали Х17Н9 при —75”С (Г.В. Курдюмов, О.П. Максимова)
144
Рис. 5.30. Структура мартенсита, образующегося в сталях при внешних воздействиях: а — мартенсит напряжения, х600; б — мартенсит деформации, хбОО; в — мартенсит, образовавшийся под действием импульсного магнитного поля, *200
няются сдвиговые процессы, обуславливающие образование кристаллов мартенсита и их рост. Чувствительность сплава к влиянию пластической деформации на последующее образование мартенсита зависит от его химического состава и кинетики превращения. Сплавы с атермическим характером превращения менее восприимчивы к влиянию деформации, чем сплавы с изотермической кинетикой.
Ниже точки /Ид мартенситное превращение может протекать как
при упругом, так и пластическом деформировании. Соответственно выделяют две принципиально различных разновидности мартенсита: мартенсит напряжения и мартенсит деформации.
Мартенсит напряжения образуется под действием приложенных напряжений путем точно таких же процессов зарождения и роста, что и при самопроизволь-
a
в
ном возникновении ниже точки Мк обычного мартенсита охлаждения из ненапряженного и недеформированного аустенита. Мартен-
сит напряжения может возникать как ниже, так и выше мартенситной точки Л/н. При температурах нагружения, близких к Л/н, его морфология не отличается от морфологии мартенсита охлаждения. Образование мартенсита напряжений возможно и в пластически деформированном аустените.
Мартенсит деформации возникает под воздействием пластических сдвигов, подготовленных пластической деформацией, в которых его зарождение облегчено. Морфология мартенсита деформации, его
145
Рис, 5.31. Условия начала образования мартенсита напряжений в "упругой" области (об, ), в пластической области (bd) и мартенсита деформаций (be). (Схема по Олсону—Коэну)
пространственное распределение и температурная зависимость его количества существенно отличаются от таковых мартенсита охлаждения и мартенсита напряжения (рис. 5.30). Образование мартенсита деформации также возможно как ниже, так и выше Л/н.
Условия возникновения мартенсита напряжения и деформации
иллюстрирует схема Олсона—Коэна, дополненная результатами более поздних исследований (рис. 5.31). Выше 'Мн термодинамический стимул недостаточен для самопроизвольного образования мартен-
сита, но возникновение его становится возможным при действии напряжений, изменяющих термодинамические потенциалы фаз.
С повышением температуры по мере приближения к точке Tq термодинамический стимул уменьшается. Следовательно, чтобы вызвать мартенситное превращение, необходимо прикладывать все большие напряжения. На приведенной схеме росту напряжений, необходимых для начала образования мартенсита, соответствует участок ab.
При достижении некоторой температуры, называемой точкой М^, напряжения, вызывающие мартенситное превращение, становятся равными пределу текучести аустенита. Поэтому при температурах выше пластическая деформация аустенита начинается раньше (при меньших напряжениях), чем становится возможным образование мартенсита напряжений. Его возникновению предшествует определенная пластическая деформация, тем большая, чем выше температура. Наконец, при некоторой температуре Md (и более высоких) деформация любой достижимой степени не вызывает образования мартенсита (участок Ьс на рис. 5.31).
Мартенсит напряжений может возникать и в пластически деформированном аустените (участок bd на схеме), но для этого необходимы напряжения, превосходящие не только предел текучести, но и напряжения начала образования мартенсита деформации.
146
Рис. 5.32. Образование мартенсита при охлаждении и деформировании сплавов со взрывной (24Н27) и быстрой изотермической кинетикой (10Н28) (О.П. Черногорова):
7—при охлаждении; 2—при растяжении в "упругой" области (а< ); 3—при растяжении в пластической области
Характер влияния предварительной пластической деформации на образование мартенсита при охлаждении зависит от типа кинетики превращения. В сплавах со взрывным превращением при охлаждении образование мартенсита при растяжении в "упругой” области (под действием напряжений ниже исходного предела текучести)* происходит как ниже, так и выше мартенситной точки. Возникновение мартенсита вблизи Мн происходит скачками, которым соответствуют спады нагрузки. При удалении от Мн скачки постепенно исчезают.
В сплавах с быстрой изотермической кинетикой превращения образование мартенсита при напряжениях, меньших о0 2 аустенита, происходит только ниже Мн при наличии некоторого количества мартенсита охлаждения (рис. 5.32). Выше точки Ми при упругой деформации аустенита мартенсит не образуется; появление его совпадает с началом пластического течения. Следовательно, для данных сплавов точки Мн и Л/„ совпадают.
Влияние магнитного поля. Магнитное поле высокой напряженности может оказывать существенное воздействие на превращения
’Возникновение мартенсита под нагрузкой вызывает появление остаточного удлинения. Поэтому даже при напряжениях ниже предела текучести исходного аустенита деформация с появлением мартенсита не является упругой.
147
в стали, если хотя бы одна из фаз — исходная или вновь образующаяся — ферромагнитна. Внешнее магнитное поле понижает термодинамический потенциал ферромагнитной фазы, что повышает ее стабильность, расширяет температурную область существования. Смещение точки равновесия в поле //вдали от температуры Кюри ферромагнитной фазы определяется формулой
АГ = T0VMHq~J,	(5.5)
где Tq — температура равновесия фаз в отсутствие поля; V —молярный объем магнитной фазы; М — ее намагниченность; q — тепловой эффект превращения. Если ферромагнитны обе фазы, то смещение температуры равновесия уменьшается на величину
А Т = T0Hq~\ V2 М2 - К, Мг).	(5.6)
Здесь индексы "2" относятся к новой, а "1"—к исходной фазе. В случае, когда обе фазы неферромагнитны, влияние поля определяется разностью магнитных восприимчивостей фаз и становится исчезающе малым. Например, магнитное поле практически не действует на образование е-мартенсита в безуглеродистых марганцевых сталях. Магнитное поле влияет на у—a-превращение независимо от того, осуществляется ли оно диффузионным, промежуточным или мартенситным путем, но наибольший интерес представляет его влияние на мартенситное превращение.
Приведенные формулы могут быть использованы для оценки смещения мартенситной точки Мн, если пренебречь температурными зависимостями поверхностной и упругой энергий и считать, что первые мартенситные пластины направлены параллельно полю. Для получения заметного (на десятки градусов) смещения Мн напряженность поля должна быть очень высокой — порядка 20...25 МА/м (около 250...300 кЭ). Технически затруднительно создать постоянное поле такой напряженности, но малая длительность атермического мартенситного превращения позволяет использовать импульсное магнитное поле (ИМП), необходимые значения напряженности которого легко достигаются в лабораторных условиях.
Образование мартенсита в ИМП несколько выше Мн происходит при напряженности поля не ниже некоторого критического значения (пороговое поле). Напряженность порогового поля линейно возрастает с повышением температуры. Интервал мартен-
148
Рис. 5.33. Влияние напряженности импульсного магнитного поля (числа у кривых) на положение мартенситного интервала в стали 50Х2Н22 (В.Д. Садовский)
-200 -160 -120 -80 -40
Температура, "С
ситного превращения смещается под действием ИМП в область более высоких температур (рис. 5.33). Это позволяет уменьшать количество остаточного аустенита в сталях с мартенситной структурой. Последо
вательное действие ИМП с напряженностью, возрастающей небольшими одинаковыми скачками, вызывает неравномерное скачкообразное приращение количества маргенсита. Повторный импульс поля той же напряженности не сопровождается дополнительным превращением аустенита в мартенсит.
Образование мартенсита в ИМП несколько выше Мн происходит в сплавах, в которых при охлаждении образуется пластинчатый или линзовидный мартенсит и которые обладают взрывной кинетикой превращения. Действие ИМП на сплавы с типичной изотермической кинетикой превращения обычно не вызывает появления мартенсита ни при каких температурах. В некоторых "изотермических” сплавах возможно образование атермического мартенсита. В них возникновение мартенсита в ИМП наблюдается при низких температурах, иногда значительно ниже кинетического максимума. Во всех случаях в магнитном поле возникает только атермический линзовидный мартенсит с мидрибом, аналогичный мартенситу охлаждения в сплавах со взрывным превращением. Образование изотермического мартенсита в ИМП не происходит вследствие кратковременности действия импульса (тысячные доли секунды). Таким образом, в "атермических" сплавах со взрывной кинетикой морфология мартенсита поля и мартенсита охлаждения одинакова, а в сплавах с изотермическим типом превращения, в которых ИМП вызывает образование мартенсита, различна.
Из вышеизложенного следует, что образование мартенсита под действием ИМП в "изотермических" сплавах возможно лишь в случаях, когда эти сплавы в действительности обладают сложной, смешанной кинетикой превращения: полностью изотермический или быстрый изотермический процесс маскирует типичное атермическое превращение, развивающееся при более низких температурах.
149
Гласа 6
ПРОМЕЖУТОЧНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ
Промежуточное (бейнитное) превращение аустенита протекает в интервале температур, ограниченном сверху областью диффузионного превращения, а снизу — мартенситного превращения. Оно является промежуточным не только по своему положению по температурной шкале, но и по механизму превращения, обладая чертами как диффузионного, так и бездиффузионного превращений.
В результате промежуточного превращения в стали формируется так называемая бейнитная структура. Это сложная структура. Ее особенности определяются температурно-временными условиями охлаждения и характером легирования стали. В общем случае бейнит может состоять из следующих структурных составляющих: бейнитного феррита, карбидов и остаточного аустенита.
6.1.	ОСНОВНЫЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПРОМЕЖУТОЧНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ
Отметим ряд особенностей промежуточного превращения, которые указывают на его аналогию, с одной стороны, с диффузионным превращением, а с другой — с мартенситным.
1.	Распад переохлажденного аустенита в области промежуточного превращения так же, как и диффузионный распад, начинается после инкубационного периода. При изотермической выдержке скорость превращения сначала возрастает, достигая максимума, а затем уменьшается. Но в отличие от диффузионного превращения максимальная скорость распада в изотермических условиях приходится на начальные стадии процесса.
2.	Промежуточное превращение, как и мартенситное, не идет до конца, т. е. оно самотормозится.
3.	Развитие промежуточного превращения в отличие от мартенситного происходит как за счет образования новых, так и за счет подрастания уже возникших кристаллов.
150
4.	Промежуточное превращение, как и мартенситное, сопровождается образованием рельефа на полированной поверхности, что свидетельствует о сдвиговом характере перестройки кристаллической решетки.
В углеродистых сталях интервалы диффузионного и промежуточного превращений накладываются друг на друга по температурной шкале. Многие легирующие элементы смещают интервал промежуточного превращения в сторону более низких температур. При достаточном содержании легирующих элементов в стали интервалы диффузионного и промежуточного превращений разделяются по температурной шкале. Более того, между ними может появиться зона высокой устойчивости переохлажденного аустенита (см. раздел 7.1).
Особенности кинетики промежуточного превращения удобно проследить на легированной стали, у которой интервал промежуточного превращения отделен от интервала диффузионного (рис. 6.1). Экспериментальные данные показывают, что с понижением температуры промежуточного превращения происходит сначала уменьшение инкубационного периода и увеличение скорости распада переохлажденного аустенита. Затем, начиная с некоторой температуры, наблюдается противоположная закономерность — инкубационный период растет, а скорость превращения уменьшается. Следовательно, промежуточное превращение описывается С-образными кривыми.
По иному с понижением температуры изотермической выдержки изменяется полнота распада переохлажденного аустенита.
U 700-« 600- 5% £500-Й 400-g 300-£ 200
50 75
5%-Gj
25 5(
х о к <и б
0.05'0.51 2*520 60300
«100 80 60 40 20
0
s к О м сх СП CD
Время, мин б
Время, мин а
Рис. 6.1. Диаграмма (а) и изотермические кривые распада переохлажденного аустенита в области промежуточного превращения (б) для стали с 0,5 %С и 3 %Сг (Р.И. Энтин)
151
Рис. 6.2. Схема влияния температуры на степень превращения аустенита при промежуточном (/) и мартенситном (2) превращениях (Р.И. Энтин)
Она тем больше, чем ниже температура превращения. Такая зависимость напоминает температурную зависимость количества мартенсита, образующегося по атермической
кинетике (рис. 6.2). Поэтому, по аналогии с мартенситным превращением, температуру начала бейнитного превращения обозначают как точку Бн (В^.
Кинетика промежуточного превращения зависит от химического состава стали. С повышением содержания углерода (азота) происходит снижение точки Бн, а также резкое замедление превращения, что проявляется в увеличении инкубационного периода
и уменьшении скорости распада переохлажденного аустенита.
Все легирующие элементы, кроме кобальта, в той или иной мере затрудняют промежуточное превращение, хотя и в меньшей степени, чем углерод или азот. При этом не только увеличивается инкубационный период и снижается скорость превращения, но может заметно уменьшиться и его полнота. По интенсивнсти тормозящего воздействия на кинетику превращения легирующие элементы можно расположить в следующей убывающей последовательности: Мп—Сг—Ni—Si. Слабое тормозящее влияние на кинетику превращения оказывают молибден и вольфрам. Замедляющее действие одних элементов (Сг, Si) проявляется во всем температурном интервале промежуточного превращения, других (Ni, Мп) — преимущественно в верхней ее части. Отметим, что влияние легирую
щих элементов на промежуточное превращение значительно слабее, чем на диффузионное.
Размер аустенитного зерна, по одним данным, не влияет на ки
нетику промежуточного превращения, по другим — укрупнение аустенитного зерна ускоряет превращение. Повышение температуры аустенитизации часто ускоряет промежуточное превращение.
Возникновение рельефа на полированной поверхности позволяет считать, что для промежуточного превращения характерен сдвиговый мартенситный механизм у -> a-перехода. В пользу такого механизма превращения свидетельствует высокая плотность
152
дислокаций в бейнитном феррите, а также вполне определенная ориентационная связь между решетками этой фазы и аустенита. Ориентационные соогношения между бейнитным ферритом и аустенитом не зависят от содержания углерода в стали и температуры промежуточного превращения и являются промежуточными между ориентационными соотношениями Курдюмова—Закса и Нишиямы.
Бейнитный феррит представляет собой слабо пересыщенный по углероду твердый раствор; соответственно решетка этой фазы имеет определенную тетрагональность. В случае превращения при высоких температурах бейнитный феррит содержит мало углерода. С понижением температуры изотермической выдержки концентрация углерода в бейнитном феррите возрастает.
Наряду с образованием бейнитного феррита при промежуточном превращении происходит выделение карбидов, причем они могут возникать как в феррите, так и в аустените. При высоких температурах превращения выделяется цементит БезС. Он связан с бейнитным ферритом ориентационными соотношениями двух типов: Багаряцкого и Питча, которые реализуются при образовании перлита в процессе диффузионного распада переохлажденного аустенита (см. раздел 4.1). Отметим, что ориентационное соотношение Багаряцкого также обнаружено при выделении цементит-ных частиц в мартенсите во время его нагрева (см. раздел 8.1). Соотношение Питча возникает только при непосредственном образовании цементита из аустенита отдельно от феррита.
Выделение цементита при высоких температурах превращения наблюдается не только в углеродистых сталях, но и в сталях, легированных карбидообразующими элементами (Сг, Mo, W). При этом в цементите содержание легирующих элементов оказывается приблизительно таким же, что и в исходном аустените. Отметим, что при диффузионном распаде переохлажденного аустенита эти элементы вызывают образование специальных карбидов.
При температурах, соответствующих нижней части интервала промежуточного превращения, может выделяться не только цементит, но и е — карбид.* Ориентационная связь решеток возникшего при низких температурах цементита и бейнитного феррита подчиняется только соотношению Багаряцкого.
Степень развития карбидообразования при промежуточном превращении зависит в существенной мере от особенностей ле-
*Подробнее о е-карбиде смотрите в разделе 8.1.
153
Рис. 6.3. Схема изменения параметра решетки аустенита при промежуточном превращении, происходящем в изотермических условиях для сталей с различным характером промежуточного превращения. Пояснения в тексте (Р.И. Энтин)
гирования стали. Кремний и алюминий затрудняют выделение карбидов.
В ходе промежуточного превращения происходит изменение
состава аустенита. О концентрации углерода в аустените можно судить по параметру решетки этой фазы. Увеличение параметра решетки свидетельствует об обогащении твердого раствора углеродом, а его уменьшение — об обратном процессе. Экспериментально наблюдаются три случая изменения параметра решетки аустенита при промежуточном превращении (рис. 6.3). Для большинства среднелегированных сталей с содержанием углерода до 0,6...0,7 %
промежуточное превращение сопровождается увеличением параметра решетки аустенита, а значит, и ростом концентрации углерода в этой фазе (кривая 7). В некоторых случаях параметр решетки аустенита сначала растет, а затем уменьшается (кривая 2). Это свидетельствует о том, что процесс обогащения аустенита углеродом сменяется выделением карбидов из аустенита. В сталях с высоким содержанием углерода интенсивное выделение карбидов происходит уже на начальных стадиях превращения, что приводит к резкому уменьшению параметра решетки аустенита (кривая 3). Следует отметить, что одновременное протекание процессов обогащения аустенита углеродом и выделения карбидов может и не сопровождаться значительным изменением параметра решетки аустенита, что и наблюдается на некоторых сталях. В тех случаях, когда при промежуточном превращении происходит обогащение аустенита углеродом, концентрация этого элемента в аустените возрастает тем существенней, чем выше температура превращения. В то же время в бейнитном феррите содержание углерода с повышением температуры превращения снижается.
Обогащение аустенита углеродом в процессе промежуточного превращения приводит к снижению мартенситной точки Л/н этой фазы. Если после окончания промежуточного превращения точка Мн опускается в область отрицательных температур, то при охла
154
ждении от температуры изотермической выдержки до комнатной температуры остаточный аустенит не претерпевает превращений. В тех случаях, когда точка Мв остается выше комнатной температуры, при охлаждении остаточный аустенит частично претерпевает мартенситное превращение. Вследствие высокого содержания углерода в остаточном аустените образующийся мартенсит обычно является двойникованным.
В легированных сталях количество остаточного аустенита после окончания промежуточного превращения может быть весьма большим и достигать 20...40 %. В углеродистых нелегированных сталях интервалы промежуточного и диффузионного превращений накладываются друг на друга. Это обуславливает следующую особенность превращения: распад переохлажденного аустенита при температурах промежуточного превращения протекает до конца. Он начинается по промежуточному механизму, а заканчивается диффузионным путем.
При анализе структур, образующихся при промежуточном превращении, обычно выделяют две основные модификации: верхний и нижний бейнит. Верхний бейнит образуется в верхней части температурного интервала промежуточного превращения при относительно высоких температурах, а нижний — при более низких температурах превращения.
В верхнем бейните (рис. 6.4) кристаллы бейнитного феррита образуют группы достаточно крупных пластин с неровной поверхностью. Внутри пластин имеет место повышенная плотность дислокаций, которая возрастает с понижением температуры превращения. Частицы цементита расположены в основном на границах кристаллов бейнитного феррита. В малоуглеродистых сталях карбиды выделяются в виде изолированных частиц. В сталях с повышенным содержанием углерода карбиды образуют непрерывные прожилки вдоль границ кристаллов a-фазы. Остаточный аустенит в верхнем бейните находится в виде крупных участков неправильной формы.
Ферритные кристаллы в нижнем бейните (рис. 6.5) близки по строению к кристаллам мартенсита. В низко- и среднеуглеродистых сталях они имеют форму реек, объединенных в пакеты. Остаточный аустенит расположен в виде прослоек между рейками a-фазы. Важно подчеркнуть, что кристаллы бейнитного феррита в нижнем бейните имеют меньшие размеры, чем в верхнем бей-
155
Рис. 6.4. Структура верхнего бейнита в стали ЗОХГНМ, Х45000; а — светлопольное изображение; б — темиопольное изображение в рефлексе (200)у
б
Рис. 6.5. Структура нижнего бейнита в стали 38ХС, хЗОООО: а — светлопольное изображение; б — темнопольное изображение
156
ните. В нем плотность дислокаций выше, чем в верхнем, но меньше, чем в мартенсите.
В зависимости от температуры превращения и химического состава в нижнем бейните образуются цементит или е-карбид. Но в любом случае карбидные частицы очень дисперсны и имеют форму пластинок. Карбидные частицы выделяются преимущественно внутри кристаллов бейнитного феррита. Обычно в одном кристалле они параллельны друг другу и расположены под определенным углом к оси кристалла.
В сталях, легированных кремнием и алюминием, при проме жуточном превращении формируется структура, называемая бес-карбидным бейнитом. В зависимости от температуры превращения бескарбидный бейнит может быть верхним и нижним, но в любом случае в нем будут отсутствовать выделения карбидов. Основные структурные составляющие бескарбидного бейнита — бейнитный феррит и остаточный аустенит. Кристаллы бейнитного феррита практически не содержат углерода. Почти весь он находится в остаточном аустените. Его содержание в этой фазе может в несколько раз превышать среднее содержание углерода в стали. Так, например, в стали 38ХС после изотермического распада при 300...425 °C остаточный аустенит может содержать до 1,2...1,4 %С.
Необходимо отметить, что чрезмерно длительные выдержки при температурах промежуточного превращения после его окончания приводят к существенному изменению структуры легированных сталей. Во-первых, может происходить выделение карбидной фазы как в бейнитном феррите, так и в непревращенной части аустенита. Во-вторых, аустенит может претерпевать диффузионный распад с образованием перлита.
6.2.	МЕХАНИЗМ ПРОМЕЖУТОЧНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ
Из всех видов превращений переохлажденного аустенита промежуточное является наиболее сложным по своему механизму. Поэтому не удивительно, что отсутствует единый взгляд на взаимосвязь протекающих при этом превращении процессов.
Прежде чем перейти к рассмотрению механизма промежуточного превращения, сделаем следующие замечания.
1.	Промежуточное превращение развивается при температурах, когда скорость диффузии железа и легирующих элементов чрезвычайно мала, а диффузионная подвижность углерода достаточно велика. Малая подвижность атомов железа исключает возмож
157
ность протекания у—a-превращения по нормальному диффузионному механизму.
2.	Температурный интервал промежуточного превращения находится ниже точки То, когда возможен бездиффузионный у -> a-переход.
Из экспериментальных данных следует, что промежуточное превращение включает в себя следующие основные процессы: перераспределение углерода в аустените, у—a-переход и образование карбидов.
Наиболее распространенным является представление о том, что при образовании бейнитного феррита из аустенита имеет место сдвиговый мартенситный механизм у—a-перехода с сохранением когерентной связи кристаллических рещеток исходной и новой фаз. При этом образование бейнитного феррита связано с перераспределением углерода в аустените. При пониженных температурах такой процесс является энергетически более выгодным, чем кар-бидообразование, так как не требует резкой дифференциации по углероду. Флуктуационное перераспределение углерода приводит к возникновению участков аустенита с низкой концентрацией этого элемента, которые и претерпевают мартенситное превращение. Чтобы возникшие участки a-фазы могли расти, необходим отвод атомов углерода от межфазной границы во внутрь аустенита. Этот процесс идет с относительно невысокой скоростью. Предполагается, что именно он лимитирует скорость роста кристаллов бейнитного феррита.
При понижении температуры растет термодинамический стимул превращения, поэтому для образования зародышей бейнитного феррита требуется меньшее перераспределение углерода в аустените. Но в то же время снижается диффузионная подвижность атомов углерода и затрудняется их перераспределение. Поэтому скорость превращения замедляется и кривые зависимости скорости превращения от температуры имеют С-образный вид.
Промежуточное превращение не доходит до конца, что связывают с обогащением непревращенной части аустенита углеродом. Но, возможно, это не единственная причина. Нельзя исключать, что во время изотермических выдержек или при непрерывном охлаждении происходит термическая стабилизация аустенита, уменьшающая полноту у—а-перехода.
Замедление промежуточного превращения при легировании в основном обусловлено уменьшением скорости диффузии углерода в аустените и изменением градиентов концентрации этого
158
элемента у межфазных границ. Более слабое влияние легирующих элементов на кинетику промежуточного превращения, чем на кинетику диффузионного превращения, объясняется прежде всего тем, что промежуточное превращение не связано с их диффузион
ным перераспределением.
С понижением температуры промежуточного превращения содержание углерода в бейнитном феррите растет, а в непревращен-ной части аустенита снижается. Эту зависимость можно пояснить, используя схему, представленную на рис. 6.6. Будем считать, что
в аустените существует неоднородное распределение углерода (флуктуации), тогда бейнитный феррит будет образовываться лишь в тех участках аустенита, для которых точка Мн окажется выше температуры превращения. Пусть сталь состава Cq после аустенитизации будет охлаждена до температуры Zj, соответствующей интервалу промежуточного превращения. В этом случае в бейнитный феррит способны превращаться участки аустенита с содержанием углерода не более Q. При охлаждении до более низкой температуры Z2 образование бейнитного феррита происходит в участках аустенита, более богатых углеродом (до С2). Соответственно при температуре Z2 в непревращенную часть аустенита должно быть вытеснено меньше углерода, чем при Zj, т. е. его содержание в аустените при понижении температуры превращения должно снижаться.
До сих пор предполагалось, что при промежуточном превращении процессы перераспределения углерода происходят только
в аустените. Однако нельзя исключать возможность перехода углерода из пересыщенного феррита в аустенит. Но если такой процесс и имеет место, то он является вторичным.
Особенности развития карби-дообразования зависят от температуры промежуточного превращения. В температурном интервале образования верхнего бейнита,
Рис. 6.6. Схема, поясняющая увеличение концентрации углерода в бейнитном феррите при снижении температуры превращения
Содержание углерода
159
когда диффузионная подвижность углерода достаточно высока и аустенит сильно обогащается этим элементом, выделение карбидной фазы происходит непосредственно из аустенита вблизи границ кристаллов бейнитного феррита. Вероятность образования карбидной фазы из аустенита возрастает по мере увеличения содержания углерода в стали. В высокоуглеродистых сталях выделение карбидов наблюдается уже во время инкубационного периода.
При низких температурах превращения, когда формируется нижний бейнит, заметное пересыщение углеродом будет характерно и для бейнитного феррита, тогда выделение карбидов происходит и из феррита.
Экспериментальные данные о многоступенчатом характере у -> a-превращения в углеродистых сталях, изложенные в главе 5, позволяют предложить несколько иную взаимосвязь между мартенситным и бейнитным превращениями (Д.А. Мирзаев). Отметим, что многоступенчатый характер у—a-превращения наблюдается и в легированных сплавах. В качестве примера на рис. 6.7 приведена зависимость температур у—а-преврашения от содержания углерода в сталях с 4,3 % Сг. На рисунке хорошо видно, что в этих сталях наряду с диффузионным превращением аустенита, начинающимся при температуре, несколько выше 700 °C, могут происходить превращения по III и IV ступеням, а в сплавах с малым содержанием углерода и по II ступени. Как уже отмечалось ранее, три последние превращения осуществляются сдвиговым механизмом.
На рис. 6.7 показано также положение температуры начала бейнитного превращения — точка Бн. Так как она приведена по литературным данным, которые были получены на сплавах, отличающихся количеством других примесей, то имеется полоса разброса точек Бн, которая при экстраполяции температур Бн на нулевое
Концентрация углерода, % (по массе)
содержание углерода совпадает с температурой начала II ступени в безуглеродистом сплаве Fe— 4,3 % Сг. Это обстоятельство ука-
Рис. 6.7. Зависимость температур у -> a-превращения от концентрации углерода в стали с 4,3 %Сг
160
Рис. 6.8. Схема реализации промежуточного превращения в стали;
а — зависимость температур у-> «-превращения от концентрации углерода в сталях; б — диаграмма изотермического распада аустенита с концентрацией углерода Со
зывает на генетическую связь превращения по II ступени с образованием верхнего бейнита.
Подобные результаты получены и на других сплавах. Они обобщены на схеме реализации промежуточного превращения в сталях (рис. 6.8). На схеме видно, что температурный интервал бейнитного превращения ограничен сверху температурой превращения по II ступени безуглеродистой основы сталей, а снизу — мартенситной точкой Л/н1 (рис. 6.8, б). Превращение по II ступени может развиваться только в однофазной области диаграммы состояний (см. рис. 6.7), поэтому для его реализации в углеродсодержащих сплавах требуется флуктуационное перераспределение углерода в аустените и появление в нем малоуглеродистых участков, в которых и начинается бейнитное превращение. Развитие у—а-пре-вращения в этом случае будет контролироваться диффузией углерода. Из этой схемы видно, что должна существовать критическая температура БН2, соответствующая точке пересечения температур начала превращения по II и III ступеням. При более низких температурах будет образовываться нижний бейнит, который оказывается генетически связанным с III ступенью превращения. На изотермической диаграмме превращения переохлаж
161
денного аустенита должны существовать два максимума скорости образования бейнита (две С-образные кривые, относящиеся к бей-нитному превращению), что действительно наблюдается в некоторых легированных сталях (А.А. Попов).
Предложенная схема позволяет также объяснить различие между структурами верхнего и нижнего бейнита, а именно неравномерное распределение карбидов в структуре верхнего бейнита, где свободные от карбидов участки феррита чередуются с перлитоподобными двухфазными участками феррит—карбид. В нижнем бейните наблюдается реечная структура феррита и более равномерное распределение карбидов внутри феррита. Кристаллы нижнего бейнита после завершения превращения имеют значительно более высокое содержание углерода, поэтому в процессе самоотпуска, сопутствующего превращению, в них выделяются карбиды, расположенные равномерно по объему и закономерно ориентированные по отношению к решетке феррита.
162
Глава 7
ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА В ИЗОТЕРМИЧЕСКИХ УСЛОВИЯХ И ПРИ НЕПРЕРЫВНОМ ОХЛАЖДЕНИИ
Превращения аустенита в сталях могут происходить как при непрерывном охлаждении с различными скоростями, так и в изотермических условиях. В практике термической обработки сталей превращения аустенита в большинстве случаев происходят при непрерывном охлаждении.
Полное представление об изотермических превращениях переохлажденного аустенита дает семейство кинетических кривых в координатах "степень превращения — время", каждая из которых получена при той или иной постоянной температуре. Анализируя эти кривые, можно получить следующие сведения: зависимость длительности инкубационного периода и времени полного превращения аустенита от температуры; изменение объемной скорости превращения во времени при различных температурах; степень полноты превращения аустенита в бейнитной области и ее температурную зависимость.
Кинетические кривые не всегда удобны для практического использования. В связи с этим широкое применение нашли диаграммы изотермического превращения переохлажденного аустенита, построенные в координатах "температура — время". Они наглядно иллюстрируют температурные интервалы превращений, температурную зависимость инкубационного периода и времени полного превращения аустенита или прекращения превращения.
Для описания превращений, протекающих при непрерывном охлаждении, используют термокинетические диаграммы. На них в координатах "температура — время" нанесены области развития превращений при охлаждении с различными скоростями. В последнее время находят все большее применение термокинетические диаграммы, построенные в координатах "температура — диаметр цилиндра". Они позволяют оценить структуру стали в любой точке обрабатываемой цилиндрической заготовки при ее охлаждении в наиболее распространенных средах: воде, масле или на воздухе.
163
7.1.ДИАГРЛММЫ ИЗОТЕРМИЧЕСКИХ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА
Методика построений диаграмм изотермических превращений. Она проста и легко осуществима. Тонкие образцы подвергают аустенитизации, затем быстро охлаждают до той или иной температуры и выдерживают при этой температуре до завершения превращения аустенита или его остановки. Скорость охлаждения до заданной температуры должна быть, возможно, более высокой, чтобы исключить превращение в процессе охлаждения.
В ходе изотермической выдержки периодически или непрерывно каким-либо способом регистрируют степень превращения аустенита, в результате чего получают кинетическую кривую для данной температуры. Повторяя аналогичные опыты при других температурах, можно получить семейство кинетических кривых (рис. 7.1, а). По этим кривым определяют моменты начала и конца превращений при каждой температуре и наносят соответствующие точки на диаграмму в координатах "температура — время”. Для уменьшения размеров диаграммы время откладывают в логарифмическом масштабе. Соединив одноименные точки плавными кривыми, получают диаграмму изотермических превращений (рис. 7.1, б). Иногда на диаграмму наносят не только линии начала и конца (или приостановки) превращений, но и кривые, соответ-
Время ----►
а
Логарифм времени--->
б
Рис. 7.1. Кинетические кривые (а) и диаграмма (б) изотермических превращений переохлажденного аустенита доэвтектоидной легированной стали (схема):
1, 3, 5, 7, 8, 9 — начало превращения; 2, 4, 6— конец превращения
164
ствующие той или иной степени распада аустенита, например, 10, 25 % ит. д. Кроме того, на диаграмму наносят горизонтальные прямые, соответствующие температурам Ат, или Аст, А\ и мартенситной точке Мн для данной стали.
Степень превращения аустенита может быть измерена непосредственно — путем изучения микроструктуры образцов, выдержанных при заданной температуре в течение различного времени и затем быстро закаленных, или косвенно — по изменению той или иной физической характеристики, которую можно относительно легко измерить при температуре превращения.
Рассмотрим подробнее микроструктурный метод. Образцы (как правило, пластинки толщиной 1...2 миллиметра со сторонами или диаметром 10. .15 мм), аустенитизированные в тщательно раскисленной соляной ванне, быстро переносят в другую ванну с заданной температурой и после различных выдержек закаливают в воде. Наименьшая продолжительность выдержки должна быть менее инкубационного периода, а наибольшая — несколько превышать время, необходимое для завершения распада аустенита или его прекращения. Образцы, обработанные таким образом, собирают в пакет, зажимают в специальную струбцину, шлифуют и полируют как обычно при изготовлении металлографического шлифа. Полированные образцы извлекают из струбцины, протравливают и изучают микроструктуру. Если продолжительность выдержки во второй ванне была менее инкубационного периода, то при исследовании микроструктуры доэвтектоидных сталей будет обнаружен только мартенсит, в заэвтектоидных сталях — мартенсит или мартенсит с карбидами и остаточным аустенитом, в зависимости от температуры аустенитизации. При выдержках, несколько больших инкубационного периода, на мартенситном фоне обнаруживается небольшое количество продуктов диффузионного или бейнитного превращения, доля которых все возрастает по мере увеличения продолжительности выдержки. Степень превращения аустенита численно равна площади шлифа, занятой продуктами распада, выраженной в процентах. Это позволяет определить количество продуктов превращения методами стереометрической металлографии.
Несомненным достоинством структурного метода является его большая информативность: одновременно с кинетикой превращения изучается микроструктура его продуктов. Это позволяет, в частности, определить момент окончания выделения феррита и на
165
чала образования перлита в доэвтектоидных сталях. Применение структурного метода ограничивается его высокой трудоемкостью.
Магнитный метод позволяет осуществлять непрерывную запись количества распавшегося аустенита. Метод основан на том, что аустенит в сталях парамагнитен, а феррит ферромагнитен. Ниже 210 °C цементит также становится ферромагнитным. Выше точки Кюри карбидов намагниченность стального образца Jso6(Z) определяется соотношением
Лоб(0 = (^ф/Ю0)Лф(0,	(7.1)
где /5ф(0 — намагниченность насыщения феррита при температуре t; Рф — содержание феррита в образце в процентах по объему.
Так как показания а магнитометров, применяемых для фазового магнитного анализа, пропорциальны намагниченности насыщения образцов, то уравнение (7.1) можно переписать в виде
«об(0 = [Рф/100]аф(О.	(7.2)
Это позволяет отказаться от градуировки магнитометра по намагниченности и производить непрерывную регистрацию количества продуктов превращения, если магнитометр снабжен записывающим устройством.
Из вышеизложенного следует, что степень превращения аустенита в перлитной области
Рф = 100[аоб(/)/аф(01, %•	(7.3)
Здесь аф(0 — установившееся показание магнитометра, соответствующее полному распаду аустенита. Следовательно, при любой температуре в пределах перлитного интервала образец с завершившимся превращением является эталоном.
В бейнитном интервале температур превращение может останавливаться при сохранении некоторого количества нераспавше-гося аустенита, тем большего, чем выше температура. Это затрудняет расчет количества образовавшегося бейнита. Строго говоря, точное (в пределах возможностей аппаратуры) определение количества бейнита только магнитным методом невозможно, так как не существует эталона, содержащего 100 % продуктов распада аустенита при данной температуре. Для более или менее точного расчета степени распада аустенита необходимо в одном из образцов, возможно, точнее определить ее другим методом, например,
166
структурным или рентгеновским. Заметим, что в последнем случае эксперментально определяется количество нераспавшегося аустенита. В таком случае уравнение (7.3) приобретает вид
/>б(0 = ао6(0[100-Ру(0]/аобэт(0, %-	(7-4)
Здесь <хОб(0 — показание магнитометра для образца, в котором образовалось P§(t) процентов бейнита; Ру(0 — количество нераспавшегося аустенита в образце, принятом за эталон, в процентах; ссОбэт(0 — показание магнитометра для образца, принятого за эталон.
На рис. 7.2 приведены экспериментальные кривые зависимости намагниченности насыщения от длительности изотермической выдержки при различных температурах, по которым были рассчитаны кинетические кривые.
Из уравнений 7.1 и 7.2 следует, что обнаружить момент конца выделения феррита и начала образования перлита в доэвтектоидной стали магнитным методом в большинстве случаев нельзя. Теоретически это возможно лишь в тех случаях, когда объемные скорости образования феррита, как избыточной фазы, и феррита, входящего в состав перлита, различны настолько, что на кривой зависимости показаний магнитометра от времени выдержки при температуре превращения появляется излом.
Точность магнитного метода снижается вблизи точки Кюри, так как в этой области намагниченность существенно изменяется даже при небольших колебаниях температуры. Несмотря на недос
Рис. 7.2. Первичные кривые превращений аустенита в легированной стали, полученные магнитным методом (а) и рассчитанные по ним кинетические кривые "степень превращения — время" (6)
167
татки, магнитный метод широко применяют при изучении превращений аустенита, так как он значительно менее трудоемок, чем структурные исследования.
Дилатометрический метод, основанный на измерениях изменений объема и, следовательно, длины образцов при фазовых превращениях, пригоден для исследования изотермических процессов лишь в тех случаях, когда инкубационный период не слишком мал. Поэтому дилатометрический метод обычно используют для изучения кинетики изотермических превращений только в средне- и высоколегированных сталях. С другой стороны, дилатометрический метод удобен при изучении превращений аустенита при непрерывном охлаждении.
Дюрометрический метод (измерение твердости) основан на различии твердости мартенсита и других продуктов превращений аустенита. Термическая обработка образцов проводится так же, как при использовании структурного метода. При выдержках в субкритической области короче инкубационного периода твердость остается такой же высокой, как при закалке стали. По мере развития превращения твердость постепенно снижается, а после завершения распада либо остается неизменной, либо снижается очень медленно (рис. 7.3).
Измерение твердости редко используют в качестве самостоятельного метода исследования кинетики превращений переохлаж
Рис. 7.3. Пример применения дюрометрического метода для изучения кинетики изотермических превращений аустенита (сталь 0,95 %С; 0,54 % Мо): а — кинетические кривые изменения твердости;
б — диаграмма изотермических превращений (критические точки и точка Ми не показаны)
168
денного аустенита. Это обусловлено невысокой структурной чувствительностью твердости. Например, небольшие вкрапления в мартенсите мягких структурных составляющих практически не снижают твердости стали, вследствие чего инкубационный период представляется более длительным, чем на самом деле. Напротив, время полного превращения может оказаться несколько заниженным при оценке его только по твердости образцов. Твердость нижнего бейнита близка к твердости мартенсита, поэтому исследования вблизи мартенситной точки также могут сопровождаться повышенными погрешностями.
Дюрометрический метод нередко используют в сочетании со структурным и другими методами исследования кинетики превращений аустенита.
Основные разновидности диаграмм изотермических превращений аустенита. Они определяются прежде всего химическим составом аустенита, который совпадает с составом доэвтектоидной стали, нагретой выше Ac-$, и существенно зависит от температуры аустенитизации заэвтектоидных сталей. В углеродистых и некоторых малолегированных сталях температурные интервалы обра зования перлита и бейнита частично перекрываются, кинетические кривые диффузионного и промежуточного превращений объединяются в одну и образуется один общий максимум, которому соответствует наименьший инкубационный период. В легированных сталях карбидообразующие элементы и кремний, находясь в аустените, не только повышают его устойчивость, но и смещают максимум скорости перлитного превращения вверх по температурной шкале, а промежуточного — вниз. Это вызывает разделение областей образования перлита и бейнита на диаграмме изотермических превращений и приводит к появлению двух кинетических кривых и двух максимумов (см. рис. 7.1, б). Промежуточное превращение не идет до конца и поэтому на диаграммах отсутствует кривая его завершения. Обычно в температурном интервале развития промежуточного превращения на диаграммы наносят линии, соответствующие определенной степени распада переохлажденного аустенита. Исключение составляют углеродистые и некоторые низколегированные стали, в которых при температурах ниже минимума устойчивости переохлажденного аустенита превращение начинается по промежуточному механизму, а заканчивается по диффузионному.
Кроме того, кинетика превращений и, следовательно, вид изотермических диаграмм зависят от ряда других факторов. Заметную
169
t, 'С Сталь У10
Сталь Р6М5
Сталь 40X13
Рис. 7.4. Основные разновидности изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита
170
роль могут играть размер зерна аустенита, степень негомогенности последнего и особенности производства (выплавки) стали, определяющие, в частности, количество и характер неметаллических включений, и некоторые другие характеристики стали.
Обычно выделяют следующие основные разновидности изотермических диаграмм (рис. 7.4):
—	для углеродистых и ряда малолегированных сталей характерны диаграммы с одним минимумом устойчивости аустенита (что обусловлено частичным перекрытием интервалов температур перлитного и бейнитного превращений) с выделением или без выделения избыточной фазы (рис. 7.4, а, б, в);
—	диаграммы для легированных сталей, содержащих карбидообразующие элементы, как правило, имеют два минимума устойчивости аустенита, соответствующие перлитному и бейнитному превращениям; зоны превращений могут быть разделены областью температур, в пределах которой распад аустенита не происходит (рис. 7.4, г, д, ж, з);
—	в некоторых высоколегированных сталях может наблюдаться только одно превращение выше мартенситной точки — бейнит-ное или перлитное (рис. 7.4, е, и, к).
Среди множества диаграмм с двумя максимумами скорости превращения аустенита можно выделить подвиды, отличающиеся различным соотношением устойчивости аустенита в перлитной и бейнитной областях тем
ператур: в мало- и среднеуглеродистых сталях минимальный инкубационный период в перлитной области больше, чем в бейнитной (рис. 7.4, г, д); в высокоуглеродистых сталях наблюдается обратное соотношение (рис. 7.4, ж, з).
На диаграммах перечисленных разновидностей нане-
Рис. 7.5. Диаграмма изотермических превращений переохлажденного аустенита стали 37XH3A, построенная по способу В.Д. Садовского. Около кривых указана длительность выдержек в минутах
171
сена горизонтальная линия при температуре начала мартенситного превращения. Существуют стали, в которых мартенситное превращение не происходит, либо наблюдается при отрицательных температурах. В таких случаях мартенситная линия на диаграммах отсутствует (рис. 7.4, к).
Кроме многочисленных изотермических диаграмм в координатах "температура—время" в справочной и научной литературе иногда встречаются диаграммы в координатах "температура—количество распавшегося аустенита", предложенные В.Д.Садовским (рис. 7.5). Эти диаграммы не получили широкого распространения, хотя в ряде случаев они более удобны, чем традиционные диаграммы.
7.2.	ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА ПРИ НЕПРЕРЫВНОМ ОХЛАЖДЕНИИ
Как было сказано выше, при проведении термической обработки превращение переохлажденного аустенита очень часто протекает в процессе непрерывного охлаждения; изменяя скорость охлаждения, можно получать разнообразные структурные состояния стали.
Рассмотрим влияние скорости охлаждения на превращение переохлажденного аустенита в эвтектоидной стали. Пусть эта сталь после аустенитизации будет охлаждена со скоростями V\ < V2< ... < V5. Нанесем кривые охлаждения на диаграмму изотермического распада переохлажденного аустенита эвтектоидной стали (рис. 7.6). С определенным допущением можно считать, что точки пересечения кривых охлаждения с С-образными кривыми диаграммы со-
ответствуют началу и концу превращения.
При невысокой скорости охлаждения К| диффузионное превращение успевает произойти при небольшой степени переохлаждения ниже точки А\ и возникнет грубопластинчатый пер-
Рис. 7.6. Схема наложения кривых охлаждения на диаграмму изотермического распада переохлажденного аустенита эвтектоидной стали
172
лит. Охлаждение с большими скоростями и Vj вследствие увеличения степени переохлаждения приводи! к формированию более дисперсных ферритно-карбидных структур (сорбита или троостита). При скорости охлаждения Р4 диффузионный распад переохлажденного аустенита не происходит до конца. Часть не-преврашенного аустенита будет переохлаждена до температурного интервала промежуточного превращения и в структуре появится бейнит. Но превращение на этом также не закончится. В процессе дальнейшего охлаждения ниже точки Л/н начнется образование мартенсита. В итоге возникнет структура, состоящая из продуктов диффузионного и промежуточного превращений, а также мартенсита и остаточного аустенита.
При скорости охлаждения У5 диффузионное превращение становится невозможным и весь аустенит удается переохладить до температур мартенситного превращения. В этом случае будет осуществлена закалка стали, при которой образуется мартенситная структура с небольши м количеством остаточного аустенита. Можно указать две критические скорости охлаждения. Минимальная скорость охлаждения, при которой не весь аустенит претерпевает диффузионное превращение, получила название нижней критической скорости закалки (Инкз). Минимальная скорость охлаждения, при которой весь аустенит оказывается переохлажденным до температурного интервала мартенситного превращения, называется верхней критической скоростью закалки (^вкз).
Как видно из рис. 7.6, верхняя критическая скорость закалки зависит от длительности минимального инкубационного периода распада переохлажденного аустенита. В эвтектоидной стали он лимитируется скоростью образования перлита (эвтектоида). В зависимости от содержания углерода и особенностей легирования сталей минимальная устойчивость переохлажденного аустенита может определяться скоростью образования избыточных феррита или цементита, а также бейнита.
Принципиальное влияние скорости охлаждения на температуры распада переохлажденного аустенита и количество продуктов превращения в углеродистых и легированных сталях наглядно иллюстрируют схемы А.А. Попова (рис. 7.7). Эти схемы также показывают, в каком соотношении могут находиться нижняя и верхняя критические скорости закалки со скоростями охлаждения, исключающими образование феррита (Рф), карбидов (Ик) и продуктов промежуточного превращения (Р),).
173
Рис. 7.7. Схема влияния скорости охлаждения на положение температурных интервалов превращений (а) и количество структурных составляющих (б) для эвтектоидной стали:
1 — начало превращения; 2 — конец превращения; 3 — приостановка превращения
Скорость охлаждения
Углеродистые стали. В схемах, построенных для этих сталей, с целью упрощения не учитывается возможность протекания промежуточного превращения и условно считается, что при температурах выше мартенситной точки М{1 происходит только диффузионный распад переохлажденного аустенита. Анализ схемы, приведенный на рис. 7.7, позволяет отметить следующие особенности развития превращений при непрерывном охлаждении эвтектоидной стали. Если бы ее охлаждение осуществлялось с бесконечно малой скоростью, то превращение аустенита в перлит произошло бы при температуре, соответствующей точке А[. При реальных скоростях охлаждения диффузионное превращение протекает при определенном переохлаждении ниже этой критической точки и распространяется на некоторый интервал температур. С увеличением скорости охлаждения вплоть до Енкз температурный интервал диффузионного превращения все в большей мере смещается вниз и становится шире. При скоростях охлаждения от ^нкз Д° ^вкз Уже не весь аустенит успевает превратиться в феррито-карбидную структуру и часть его достигает мартенситной точки Mlt. Так как при образовании перлита содержание углерода в непре-вращенной части аустенита остается постоянным, то положение точки Мн не зависит от скорости охлаждения. Повышение скорости охлаждения в рассматриваемом интервале сопровождается увеличением количества мартенсита и остаточного аустенита.
174
Критическая скорость охлаждения, при которой полностью подавляется образование перлита (Кп), соответствует верхней критической скорости закалки эвтектоидной стали. При скоростях охлаждения, больших ИВ(С;, происходит лишь мартенситное превращение. В этом случае увеличение скорости охлаждения может приводить лишь к некоторому уменьшению количества остаточного аустенита вследствие подавления термической стабилизации аустенита при охлаждении в мартенситном интервале*.
Рассматривая превращения, происходящие при непрерывном охлаждении в доэвтектоидных шалях, наряду с образованием перлита следует учитывать выделение избыточного феррита (рис.7.8). При охлаждении с бесконечно малой скоростью образование феррита началось бы с момента охлаждения ниже точки Ау и развивалось бы вплоть до дост ижения точки Ау. В реальных условиях охлаждения температурный интервал выделения избыточного феррита, так же как и температурный интервал образования перлита, смешается относительно равновесных критических точек вниз. Увеличение скорости охлаждения сопровождается подавлением образования избыточного феррита, чему соответствует уменьшение ширины температурного интервала его образования.
При определенной критической скорости охлаждения Рф выделение избыточного феррита окажется полностью подавленным. В доэвтектоидных сталях с повышенным содержанием углерода, в которых скорость образования ct-фазы относительно невелика, Рф меньше Кнкз. Для этих сталей при охлаждении со скоростями более Рф характерны такие же закономерности распада переохлажденного аустенита, что и для эвтектоидной стали. Чем меньше содержание углерода в доэвтектоидной стали, тем больше скорость выделения избыточного феррита и тем выше критическая скорость охлаждения, гарантирующая подавление этого процесса. При этом Рф может оказаться больше Р^кз. В малоуглеродистых сталях интенсивность образования избыточного феррита настолько высока, что критическая скорость охлаждения, обеспечивающая подавление выделения этой фазы, становится выше критической скорости охлаждения, обеспечивающей подавление образования перлита. Следовательно, в этом случае Ивкз определяется уже не
*На схемах не отображается многоступенчатость мартенситного превращения, наблюдающаяся при очень больших скоростях охлаждения.
175
<— edXiedanwa£	2
<---- % ‘ ХИТПОПЛГНвхэоэ
xi4ndXixXdio овюэьицоу)
Рис. 7.8. Схемы влияния скорости охлаждения на положение температурных интервалов превращений и количество структурных составляющих для доэвтектоидных углеродистых сталей с содержанием углерода С7(а), С2 (б) и С? (в) (С]<С2<С3У.
1 — начало образования феррита; 2 — начало образования перлита; 3 — конец образования перлита; 4 — приостановка превращения
176
интенсивностью образования перлита (эвтектоида), а интенсивностью выделения избыточного феррита.
Если Еф больше Енк;|, то в интервале между этими скоростями охлаждения наблюдается изменение положения мартенситной точки Л/н (см. рис. 7.8, а,б). Это обусловлено тем, что при охлаждении со скоростью, чуть большей Кнкз, мартенсит образуется из аустенита, обогащенного углеродом вследствие предшествовавшего выделения избыточного феррита, сопровождающегося перераспределением углерода в стали. Поэтому мартенситная точка оказывается пониженной. Увеличение скорости охлаждения от Инкз до Рф приводит к постепенному уменьшению количества избыточного феррита вплоть до полного подавления его образования. В результате этого обогащение углеродом непревращенной части аустенита уменьшается и Мн повышается, возвращаясь к ее нормальному значению, соответствующему охлаждению со скоростями выше Увкз.
Изменение положения мартенситного интервала сказывается на количестве остаточного аустенита. Поэтому при увеличении скорости охлаждения вместо роста количества остаточного аустенита при некоторых промежуточных скоростях охлаждения в интервале Р^кз— Уф может наблюдаться его снижение.
В заэвтектоидных сталях для подавления выделения избыточной фазы (цементита) требуется осуществить охлаждение со скоростью более VK (рис. 7.9). С повышением содержания углерода критическая скорость охлаждения VK возрастает. При этом она может превысить критическую скорость охлаждения, гарантирующую подавление образования перлита, и тогда VK будет соответствовать Евкз.
Таким образом, при достаточно высоком содержании углерода в заэвтектоидных’сталях верхняя критическая скорость закалки должна определяться скоростью образования избыточного цементита. Но в заэвтектоидных сталях обычными методами исследования трудно надежно обнаружить начало выделения карбидной фазы из переохлажденного аустенита и поэтому определение Ивкз очень часто проводят по значениям Еп.
Выделение избыточного цементита приводит к обеднению аустенита углеродом, что вызывает повышение мартенситной точки. Увеличение скорости охлаждения в интервале от Ункз до VK, способствуя подавлению выделения избыточного цементита, вызывает снижение Мн.
177
При анализе особенностей развития распада переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении следует учитывать еще ряд факторов. На характер протекания диффузионного превращения может оказывать определенное воздействие теплота превращения, приводящая к некоторому повышению температуры в процессе превращения. Этот эффект сказывается наиболее сильно при малой устойчивости переохлажденного аустенита при температурах диффузионного превращения и ослабляется по мере уменьшения скорости охлаждения. В вышеприведенных схемах учитывалась возможность проявления эффекта термической стабилизации аустенита при мартенситном превращении, но не принималась во внимание возможность "изотермического” образования мартенсита при невысоких скоростях охлаждения. Структуры, формирующиеся при медленном охлаждении, могут иметь характерные особенности. При малых скоростях охлаждения возможно образование структурно-свободного цементита в малоуглеродистых сталях, зернистого перлита и анормальных структур в заэвтектоидных сталях.
Легированные стали. В этих сталях в зависимости от содержания углерода и характера легирования минимальная устойчивость переохлажденного аустенита может наблюдаться при температурах как диффузионного, так и промежуточного превращений. Рассмотрим оба случая, пренебрегая с целью упрощения возможностью образования избыточных фаз — феррита и цементита.
Пусть устойчивость переохлажденного аустенита при температурах промежуточного превращения будет выше, чем при температурах диффузионного превращения, как это, например, имеет место в высокоуглеродистых сталях (рис. 7.10, а}. При скоростях охлаждения, несколько больших Р^кз, когда не весь аустенит успевает превратиться в ферритно-карбидную структуру, непревра-щенная часть аустенита достигнет температурного интервала промежуточного превращения и начнется образование бейнита. Как известно, промежуточное превращение не протекает до конца и при дальнейшем охлаждении часть оставшегося аустенита претерпевает мартенситное превращение. Повышение скорости охлаждения приводит к увеличению объема аустенита, переохлажденного до температур промежуточного превращения, что сначала вызывает рост количества бейнита. Но затем после достижения какого-то максимума количество бейнита начинает снижаться, так как уменьшается продолжительность пребывания аустенита в тем-
178
Рис.7.9.Схемы влияния скорости охлаждения на положение температурных интервалов превращений и количество структурных составляющих для заэвтектоидных углеродистых сталей с содержанием углерода С; (а),	(б) и С? (в)
(С]<С2<С3У.
] __ начало образования цементита; 2 — начало образования перлита; 3 — конец образования перлита; 4 — приостановка превращения
179
пературном интервале, в котором может происходить промежуточное превращение. При некоторой критической скорости охлаждения Vq выделение бейнита окажется полностью подавленным и весь аустенит, не распавшийся при температурах диффузионного превращения, будет переохлажден до температурного интервала мартенситного превращения.
При более высоких скоростях охлаждения, чем Vq, характер распада переохлажденного аустенита в рассматриваемой стали аналогичен тому, который имел место для углеродистой эвтектоидной стали. Верхняя критическая скорость закалки соответствует критической скорости охлаждения, обеспечивающей полное подавление образования ферритно-карбидной структуры.
Для легированных сталей, у которых устойчивость переохлажденного аустенита при температурах промежуточного превращения меньше, чем при температурах диффузионного превращения, критическая скорость охлаждения V6 оказывается больше, чем Уп (рис. 7.10, б). В этом случае она является верхней критической скоростью закалки.
При развитии промежуточного превращения нераспавшаяся часть аустенита обогащается углеродом, что приводит к снижению мартенситной точки Мн. Соответственно в структуре наблюдается повышенное количество остаточного аустенита. В доэвтектоидных легированных сталях оно может в несколько раз превышать количество остаточного аустенита, получаемого при охлаждении со скоростями выше КВк3- Увеличение скорости охлаждения от Кнкз до Vq, сопровождающееся подавлением промежуточного превращения, вызывает повышение мартенситной точки Мн. Характер изменения количества остаточного аустенита в этом интервале скоростей охлаждения может оказаться весьма сложным.
При рассмотрении вышеприведенных примеров считалось, что в легированных сталях в процессе диффузионного превращения образуется лишь перлит. На самом деле при анализе особенностей развития распада переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении необходимо учитывать возможное выделение избыточных феррита или карбидов. При образовании этих фаз происходит изменение состава аустенита, что при дальнейшем охлаждении может изменить кинетику промежуточного превращения, а также положение температурного интервала мартенситного превращения.
В качестве примера можно привести схему, построенную для за-эвтектоидной легированной стали, верхняя критическая скорость
180
л
а
Рис. 7. К).Диаграммы изотермического распада переохлажденного аустенита и схемы влияния скорости охлаждения на температуры превращения и количество структурных составляющих для легированных сталей с минимумом устойчивости переохлажденного аустенита при температурах диффузионного (а) и промежуточного (б) превращений:
1 — температурный интервал диффузионного превращения; 2 — температурный интервал промежуточного превращения
6
181
Рис. 7.11. Схема влияния скорости охлаждения на положение температурных интервалов превращении в заэвтектоидной легированной стали:
1, 2, 3 — температурные интервалы выделения карбидов, образования перлита и бейнита соответственно
закалки которой определяется ин-тенсивностью выделения избыточных карбидов (рис. 7.11). Образование карбидов приводит к обеднению аустенита углеродом, а также карбидообразующими легирующими элементами, и вызывает повышение мартенситной точки Мн. Поэтому увеличение скорости охлаждения, способствуя подавлению образования карбидной фазы,
вызывает снижение точки Мн, что и наблюдается в интервале скоростей охлаждения Кб—VK При скоростях охлаждения от ^1КЗ до Vq наряду с выделением избыточных карбидов развивается промежуточное превращение, которое приводит к обогащению не распавшейся части аустенита углеродом и снижению точки Л/н. Следовательно, при увеличении скорости охлаждения в интервале ^1КЗ— Vq на положение мартенситной точки влияют два противоположно действующих фактора: затруднение выделения карбидов должно приводить к снижению Л/н, а подавление развития бейнитного превращения — к ее повышению. В итоге может иметь место сложный характер изменения положения Мн.
7.3.	СОПОСТАВЛЕНИЕ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА В ИЗОТЕРМИЧЕСКИХ УСЛОВИЯХ
И ПРИ НЕПРЕРЫВНОМ ОХЛАЖДЕНИИ
Диаграммы изотермических превращений аустенита не предназначены для определения структуры, формирующейся при непрерывном охлаждении стали, но, тем не менее, часто используются для этой цели. Известны различные способы применения изотермических диаграмм для анализа превращений при непрерывном охлаждении. Простейший из них заключается в нало-
182
Рис. 7.12. Схема смещения кривой начала превращения в эвтектоидной стали при переходе от изотермического распада переохлажденного аустенита к распаду при непрерывном охлаждении:
1 — начало распада в изотермических условиях; 2 — начало распада при непрерывном охлаждении
жении кривой охлаждения на диаграмму. Считается, что точки пересечения кривой охлаждения с линиями диаграммы дают приближенное представление о тем-
пературных интервалах превращений и характере структуры стали. Однако этот способ может приводить к грубым ошибкам, тем большим, чем выше скорость охлаждения или чем она ближе к одной из критических скоростей охлаждения стали.
Объяснение происхождения таких ошибок предложил С.С. Штейнберг. Нанесем на диаграмму изотермического распада переохлажденного аустенита эвтектоидной стали кривую охлаждения V[ (рис. 7.12), пересекающую линию начала превращения в точке а. Непрерывное охлаждение можно заменить (с некоторой погрешностью) ступенчатым с короткими выдержками Ат при температурах t\, t2, и т. д. Если считать, что в инкубационном периоде происходят подготовительные процессы, то степень их развития за промежутки времени Ат при температурах /2, h  равна соответственно Ат/тц Ат/т2, Ат/т3 ..., где ть т2, т3 ... — инкубационные периоды при температурах /2, /3. Видимый распад аустенита может начаться лишь при выполнении всего необходимого объема подготовительных процессов, т. е. при условии
Ат/т[ + Ат/т2 + ... + Ат/т„ — 1.	(7-5)
Так как Т] > т2 > т3, ..., то АтД| < Ат/т2 < ... < Ат/т„. Поэтому при охлаждении до точки а
At/tj + Ат/т2 + ... + Ат/ти < 1.	(7.6)
Это означает, что превращение аустенита не может начаться в точке а. Для выполнения условия 7.5 необходимо переохладить
183
аустенит до некоторой точки б и лишь в этом случае можно ожидать начала превращения.
Аналогичные рассуждения для других скоростей охлаждения, отличных от , приводят к заключению, что кривая начала превращения при непрерывном охлаждении смещается в область более низких температур и более длительного времени по сравнению с кривой начала превращения в изотермических условиях. Чем ниже скорость охлаждения, тем меньше смещение начала превращения при переходе от изотермических выдержек к непрерывному охлаждению, например, при V} на рис. 7.12. Грэндж и Кифер экспериментально установили, что длительность периода минимальной устойчивости переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении приближенно в 1,5 раза больше, чем в условиях изотермических выдержек. Для расчета верхней критической скорости закалки по диаграмме изотермического распада переохлажденного аустенита ими была предложена следующая формула
^кр — C^l — 4nin )/l>^Tmm,	(7-7)
где Zmin — температура, при которой наблюдается минимальный инкубационный период xmin.
7.4.	ДИАГРАММЫ ПРЕВРАЩЕНИЙ АУСТЕНИТА ПРИ НЕПРЕРЫВНОМ ОХЛАЖДЕНИИ
Термокинетические диаграммы. На этих диаграммах нанесены температурно-временные области развития превращений аустенита, протекающих при охлаждении сталей с различными скоростями.
Методика построения этой разновидности диаграмм заключается в охлаждении образцов, нагретых до аустенитной или аустени-то-карбидной области, с регистрацией моментов начала, конца или приостановки выделения избыточных фаз, образования феррито-карбидных структур, бейнита и мартенсита. Для этой цели могут применяться методы, используемые для построения диаграмм изотермических превращений аустенита, рассмотренных в разделе 7.1. Чаще применяют магнитный и дилатометрический методы, позволяющие непрерывно регистрировать превращения аустенита. Одновременное изменение температуры и времени при непрерывном охлаждении образцов затрудняет количественную расшифровку дилатограмм и магнитометрических кривых.
Применение структурного и дюрометрического методов для построения термокинетических диаграмм также возможно при ус-
184
Рис. 7.13. Термокинетическая диаграмма превращений переохлажденного аустенита в стали 20Г
Время, с
ловии, что все образцы буду! иметь строго одинаковые размеры, что необходимо для получения равных скоростей охлаждения в одной и той же среде. Температура образцов различной толщины, охлаждаемых, например, на воздухе, снижается с различной скоростью, что затрудняет построение диаграмм. Как и в случае изучения изотермических превращений, при построении термокинетических диаграмм структурным методом после остывания образцов до некоторой темпера
туры (или в течение определенного времени) охлаждение прерывается и образец закаливается в воде. Каждый следующий образец в данных условиях охлаждается до более низкой температуры и затем следует немедленная закалка. Исследование микроструктуры и измерение твердости таких образцов позволяет установить моменты начала и конца образования каждой структурной составляющей.
Экспериментальные кривые охлаждения наносят на диаграммы тонкими линиями и отмечают на них моменты начала, конца или приостановки превращений. Соединив одноименные точки
плавными кривыми, получают термокинетическую диаграмму (рис. 7.13). Вблизи пересечений кривых охлаждения с линиями диаграмм могут быть нанесены числа, показывающие количество структурных составляющих в процентах по объему. Значения твердости стали, получающейся в результате охлаждения до комнатной температуры, нанесены вблизи концов кривых охлаждения. Применяются и другие системы обозначений, смысл которых явствует из надписей, нанесенных на диаграммы.
Термокинетические диаграммы превращений аустенита позволяют определять критические скорости охлаждения и прежде всего — верхнюю критическую скорость закалки. Среднее значение ее подсчитывается по формуле
^вкз (-^1 4шн)/тмин>
(7.8)
185
в которой /мин и тмин — температура минимальной устойчивости аустенита и время, в течение которого достигается /мин при охлаждении со скоростью, равной верхней критической (считая от точки Ai). Например, для стали 20Г (см. рис. 7.13) А\ находится при 720 °C, /мин = 440 °C, тмии= 0,5 с. Следовательно, Квкз = 560 град/с.
Кроме расчета критических скоростей можно непосредственно по диаграмме определить температурные интервалы превращений при охлаждении с известной скоростью. В частности, при охлаждении той же стали 20Г со скоростью Е3 (см. рис. 7.13) превращение аустенита начинается при 715 °C с выделения избыточного феррита, продолжающегося до 640 °C, после чего происходит образование перлита, при 600° сменяющееся бейнитным превращением. Последнее приостанавливается при температуре около 480 и до 380 °C, структурных изменений не происходит. Начиная с 380 °C оставшийся аустенит превращается в мартенсит. После охлаждения до комнатной температуры со скоростью Е3 сталь имеет твердость 212 ед. HV и состоит из феррита, перлита, бейнита, мартенсита и остаточного аустенита.
Вид термокинетических диаграмм связан с формой диаграмм изотермических превращений аустенита для тех же сталей. Эта связь наиболее проста для эвтектоидной стали: одному минимуму устойчивости аустенита в изотермических условиях соответствует единственная область превращений выше Л/н на термокинетической диаграмме (рис. 7.14, а). В малолегированных сталях области перлитного и бейнитного превращений при непрерывном охлаждении выделяются гораздо более отчетливо, чем в изотермических условиях. Если же на изотермической диаграмме видны два минимума устойчивости, но температурные интервалы перлитного и бейнитного превращений частично налагаются, то при непрерывном охлаждении соответствующие области термокинетической диаграммы могут быть полностью разделены. Это наблюдается, например, на сталях 50ХФ (рис. 7.14, б), 30Х2Н2М и многих других. Полному разделению перлитного и бейнитного превращений на изотермической диаграмме соответствуют изолированные области их развития при непрерывном охлаждении (рис. 7.14, в).
Очевидно, что если в изотермических условиях отсутствует перлитное превращение, то оно не будет наблюдаться и при непрерывном охлаждении. Аналогичное заключение, касающееся бейнитного превращения, может оказаться ошибочным. Так, например, в стали 40X13 бейнитное превращение не протекает в изо-
186
г
Рис. 7.14.Некоторые разновидности термокинетических диаграмм превращений переохлажденного аустенита
термических условиях (см. рис. 7.4, и), но отчетливо наблюдается при непрерывном охлаждении (рис. 7.14, г). Это обусловлено тем, что сталь 40X13 — заэвтектоидная, поэтому при непрерывном охлаждении при повышенных температурах может происходить выделение карбидов, в результате чего состав аустенита изменяется и при дальнейшем понижении температуры становится возможным бейнитнос превращение. Напротив, в доэвтектоидных сталях выделение феррита, приводящее к обогащению аустенита углеродом, может затруднять последующее образование бейнита. Такая картина наблюдается, в частности, на стали 18ХГ.
187
Приведенные примеры показывают, что вид средне- и низкотемпературных областей термокинетических диаграмм может в той или иной мере зависеть от характера и степени развития превращений аустенита в верхнем интервале температур.
Диаграммы превращений аустенита при непрерывном охлаждении в координатах "температура — диаметр цилиндра ". Эти диаграммы, получившие название ССТ-диаграмм (от английского Continious Cooling Transformation — превращение при непрерывном охлаждении), описывают виды и температурные интервалы превращений аустенита на оси длинных цилиндров с различными диаметрами, охлаждаемых на воздухе, в масле или в воде. Такие диаграммы строят как на основании экспериментальных данных, так и результатов расчетов. Последнее снижает точность ССТ-диаграмм в области больших диаметров вследствие того, что расчеты не учитывают изменения состава аустенита при выделении избыточных фаз.
Рассмотрим, как пользоваться ССТ-диаграммами на примере стали 35Г2М (рис. 7.15).
Любая вертикальная прямая линия на диаграмме соответствует определенному диаметру цилиндра, значение которого определяется по одной из трех горизонтальных шкал: "вода", "масло", "воздух". Пересечение вертикалью областей диаграммы определяет структуру на оси цилиндра, охлажденного в той или иной среде. Например, получение мартенсита по всему сечению цилиндра из стали 35Г2М при охлаждении в воде достигается при диаметре не более 17... 18 мм, в масле — не более 10... 11 мм, а на воздухе на мартенсит закаливается всего лишь проволочка диаметром менее 0,35 мм. С другой стороны, чтобы гарантировать получение на оси цилиндра только феррито-перлитной структуры, его диаметр при охлаждении в воде должен быть более 80 мм, в масле — более 60...70, а на воздухе — не менее 10 мм. Определить структуру наружных слоев цилиндра, пользуясь ССТ-диаграммами, можно, но гораздо труднее.
Так как структура стали при прочих равных условиях определяется скоростью охлаждения, то ССТ-диаграммы позволяют определять не только структуру на оси цилиндра после охлаждения в одной из указанных сред, но и структуру в любой точке изделия произвольной формы. Для этого необходимо знать скорость охлаждения в данной точке во всем интервале температур от аустенитной области до температуры охлаждающей среды, т. е. иметь кривую охлаждения. Экспериментальную или расчетную кривую
188
Рис. 7.15. ССТ-диаграмма для стали 35Г2М. Вертикальная штриховая линия соответствует центру цилиндра диаметром ~28 мм, охлаждаемого в воде
охлаждения перестраивают в координаты "относительная температура — время". Пересчет действительной температуры t в относительную /от производят по формуле
tm= (/— 20)/(ф — 20),
(7-9)
принимая за нуль относительной шкалы 20 °C, а за единицу — температуру нагрева tH. Такую перестроенную или унифицированную кривую сопоставляют с семейством унифицированных кривых охлаждения в заданной среде, построенных для различных диаметров
189
Рис. 7.16. Семейство унифицированных кривых охлаждения центров цилиндров различного диаметра (числа у кривых), охлаждаемых в воде. Штриховая кривая соответствует центру цилиндра диаметром 28 мм
(рис. 7.16), и оценивают диаметр эквивалентного цилиндра, центр которого охлаждается с той же скоростью,
что и выбранная точка изделия. Затем по ССТ-диаграмме данной стали определяют структуру, которая получилась бы на оси эквивалентного цилиндра, а в действительности образуется в выбран-
ной точке детали.
Пусть, например, в результате перестройки экспериментальной кривой охлаждения в воде для заданной точки изделия из стали 35Г2М получили унифицированную кривую, нанесенную на рис. 7.16 штриховой линией. Путем логарифмической интерполя
ции находим, что эта кривая соответствует охлаждению центра цилиндра диаметром около 28 мм. По диаграмме, приведенной на рис. 7.15, находим, что на оси такого цилиндра должна получиться структура, состоящая из приблизительно равных долей бейнита и мартенсита. Такая же структура получится в рассматриваемой
точке изделия.
Таким образом, ССТ-диаграммы позволяют определить температурные интервалы развития превращений при охлаждении в произвольной точке изделия, для которой известна скорость охлаждения. В частности, превращение в центре цилиндра из стали 35Г2М диаметром 50 мм при охлаждении в воде начнется при 600...605 °C с выделения феррита (рис. 7.15, пунктирная вертикальная линия); при температуре около 580...585 °C выделение избыточного феррита прекратится и начнется образование бейнита, завершающееся около 300 °C. Такая же структура будет формироваться в тех же температурных интервалах в точках массивных изделий из стали 35Г2М, охлаждающихся с той же скоростью, что и центр цилиндра диаметром 50 мм.
Диаметр цилиндра определяет скорость его охлаждения в данной среде при прочих равных условиях. Это предопределяет сход-
190
Диаметр заготовки, мм Диаметр заготовки, мм в	г
Рис. 7.17. Основные разновидности ССТ-диаграмм
191
ство ССТ- и термокинетических диаграмм одной и той же стали и сталей, близких по химическому составу, несмотря на то, что они построены в различных координатах. Так как термокинетические диаграммы определенным образом связаны с изотермическими, то существует закономерная связь всех трех типов диаграмм для каждой стали.
В настоящее время ССТ-диаграммы имеются для сравнительно небольшого числа сталей. Характерные виды имеющихся диаграмм представлены на рис. 7.17.
При разработке технологии термической обработки используют как изотермические, так и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита. Еще раз подчеркнем, что изотермические диаграммы в ряде случаев могут дать весьма искаженное представление о превращениях, протекающих при непрерывном охлаждении. Для наглядной иллюстрации сказанного приведем следующий пример.
Из термокинетической диаграммы для стали 35Х (рис. 7.18, а) следует, что при быстром охлаждении стали (крайняя левая кривая) произойдет закалка, т. е. будет получена мартенситная струк-
Рис. 7.18. Термокинетическая (а) и изотермическая (6) диаграммы превращений аустенита в стали 35Х. На изотермическую диаграмму нанесены первая и две последних (считая слева) кривые охлаждения, взятые с термокинетической диаграммы
192
тура. Если же нанести эту кривую охлаждения на изотермическую диаграмму (рис. 7.18, б), то создается впечатление, что после охлаждения сталь будет содержать не только мартенсит, но и значительное количество бейнита. Ошибка в определении температуры начала превращения составляет в данном случае около 200°. Нетрудно убедиться, что наложение второй, третьей и четвертой кривых охлаждения (рис. 7.18, а, считая слева) на изотермическую диаграмму также привело бы к значи тельным ошибкам. С другой стороны, нанесение кривых медленного охлаждения (две последние на рис. 7.18, а) на изотермическую диаграмму дает качественно правильное представление о возникающей структуре и приводит к сравнительно небольшим ошибкам в оценке температур начала и конца превращения.
Пользуясь термокинетической диаграммой, определим для стали 35Х верхнюю критическую скорость закалки. Она равна
Евкз = (745 - 450)/12 = 24,5 град/с.
Если для оценки Р^кз использовать изотермическую диаграмму и расчет провести по формуле 7.7, то получим:
Евкз = <745 ~ 480)/(1,5 х 0,8) = 220,8 град/с.
Таким образом, значения верхней критической скорости закалки стали 35Х, найденные по термокинетическим и изотермическим диаграммам, различаются почти в девять раз. Анализ диаграмм большого количества сталей показывает, что такие ошибки не так уже редки.
В конце данного раздела следует указать, что существует ряд методов расчета критических скоростей охлаждения, исходя из химического состава сталей. Но их применение на практике для расчета критических скоростей часто приводит к таким большим ошибкам, что вся процедура расчета теряет смысл, Поэтому до сих пор наиболее надежные данные о характере превращения и о величине критических скоростей охлаждения для сталей конкретного состава получают из экспериментально построенных диаграмм превращения.
193
Глава 8
ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ НАГРЕВЕ СТАЛЕЙ С МАРТЕНСИТНОЙ И БЕЙНИТНОЙ СТРУКТУРАМИ
В сталях мартенситную структуру получают специально при термической обработке или она может возникнуть при проведении некоторых технологических операций. На практике стали с мартенситной структурой, как правило, подвергают тем или иным нагревам ниже точки Ас\(отпуску).
В мартенситной структуре, кроме основной структурной составляющей — мартенсита, обычно имеется некоторое количество остаточного аустенита, а также могут присутствовать нерастворив-шиеся при аустенитизации карбидные частицы. Мартенсит, представляющий собой пересыщенный твердый раствор углерода в a-железе и характеризующийся высокой плотностью дефектов кристаллического строения, является метастабильной фазой. Метастабильным является и остаточный аустенит. Поэтому при нагреве стали с мартенситной структурой происходит ряд процессов, частично перекрывающихся по температуре и по времени, которые приближают структуру к равновесному состоянию.
Основными являются следующие процессы:
—	перераспределение атомов углерода по междоузлиям решетки мартенсита, их перемещение к дислокациям и образование атмосфер Коттрелла;
—	распад мартенсита с образованием зон, обогащенных углеродом (кластеров), а затем и карбидов;
—	распад остаточного аустенита при нагреве с образованием бейнитной или ферритно-карбидной структуры; или выделение карбидов из аустенита при нагреве и его превращение в мартенсит при охлаждении после нагрева;
—	изменение состава и структуры карбидов, их коалесценция, образование специальных карбидов;
—	релаксация напряжений, изменение тонкой структуры а-фазы.
194
Метастабильной является и структура, образующаяся при распаде переохлажденного аустенита по промежуточному механизму. При ее нагреве происходят процессы, во многом сходные с теми, которые наблюдаются при нагреве мартенситной структуры.
8.1.	ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ НАГРЕВЕ УГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ С МАРТЕНСИТНОЙ СТРУКТУРОЙ
Как было сказано в разделе 5.2, одним из процессов, который происходит в свежеобразовавшемся мартенсите при комнатной температуре, является перераспределение атомов углерода по междоузлиям. Это приводит к их упорядоченному расположению в решетке мартенсита и увеличению степени тетрагональное™ последней при неизменном содержании углерода в твердом растворе. Так как перераспределение атомов углерода при упорядочении ограничивается пределами элементарной решетки, то этот процесс протекает достаточно быстро. Другой процесс, происходящий в мартенсите, — образование атмосфер Коттрелла на дислокациях. Он требует перемещения атомов углерода уже на значительные расстояния и поэтому развивается медленней. Если перераспределение атомов углерода по междоузлиям при комнатной температуре заканчивается за несколько минут, то для образования атмосфер Коттрелла необходимо несколько часов.
При комнатной температуре получает развитие также началь ная стадия распада пересыщенного твердого раствора, заключающаяся в формировании скоплений атомов углерода — кластеров. По мере повышения температуры приблизительно до 100 °C происходит увеличение размеров кластеров и содержания в них углерода. Последнее однозначно не установлено. Вероятно, что состав кластеров может находиться в пределах от Fe4C до Fe2C.
Распад мартенсита с образованием карбидов в сталях с повышенным содержанием углерода (более 0,20...0,25 %) протекает в две стадии. Первая стадия развивается при температурах ниже 150 °C, когда диффузионная подвижность атомов углерода мала. На этой стадии из мартенсита выделяются очень дисперсные карбиды, причем на их образование используется углерод лишь из участков мартенсита, непосредственно прилегающих к карбидам. В результате каждая карбидная частица оказывается окруженной зоной твердого раствора с пониженной концентрацией углерода, за пределами которой в твердом растворе сохраняется исходная концентрация углерода. Таким образом, на первой стадии распада
195
из-за низкой скорости диффузии углерода сосуществуют два мартенсита с исходной и более низкой концентрацией твердого раствора и соответственно имеющих разную тетрагональность решетки. Вследствие этой особенности распад получил название двухфазного распада мартенсита.
Необходимо подчеркнуть, что твердый раствор, непосредственно окружающий дисперсные частицы, содержит углерода существенно больше равновесного содержания его в феррите. Это может быть связано с высокой дисперсностью карбидных частиц. Как следует из уравнения (1.1), чем меньше размер частиц, тем выше равновесная концентрация в твердом растворе.
При температурах двухфазного распада мартенсита образуется метастабильный s-карбид (Fe2Q с гексагональной решеткой. Он выделяется в виде тонких пластин или стержней размерами 10... 100 нм. Решетка карбида когерентно связана с решеткой мартенсита. Между решетками фаз выполняются следующие ориентационные соотношения (соотношения X. Джека):
(0001)е II (011)а и [100]е II [111]а.	(8.1)
Разработан кристалле графический механизм образования s-карбида из углеродистых кластеров, заключающийся в изменении порядка чередования плотноупакованных плоскостей путем возникновения дефектов упаковки плоскостей (001) через два слоя. Предполагается, что при содержании углерода в кластерах, соответствующих соотношению Fe2C, перестройка их решетки в s-карбид может осуществляться бездиффузионным путем.
Возникновение метастабильного s-карбида на ранних стадиях распада мартенсита обусловлено тем, что его решетка лучше сопрягается с решеткой мартенсита, чем решетка цементита. Эго в свою очередь обуславливает снижение поверхностной энергии и общий энергетический выигрыш, несмотря на то что свободная энергия s-карбида выше, чем цементита.
Распад мартенсита в течение первой стадии происходит путем увеличения числа карбидных частиц и объема мартенсита с пониженным содержанием углерода. Выделившиеся частицы практически не растут, что обусловлено малой скоростью диффузии углерода. Возможны и другие причины. При росте частиц происходит дополнительное увеличение упругой энергии. Чтобы рост мог продолжаться, необходимо снижение упругой энергии за счет релак
196
сации напряжений. Но при температурах развития двухфазного распада мартенсита релаксация напряжений затруднена.
С повышением температуры нагрева двухфазный распад резко ускоряется при одновременном некотором укрупнении частиц Е-карбидов. Скорость протекания распада можно характеризовать временем полураспада, т. е. временем достижения равных объемов твердого раствора в исходном и конечном состояниях. Для стали с 1,0 % углерода время полураспада мартенсита составляет при 20 °C — 6,4 года, 60 °C — 3 суток, 100 °C — 50 мин и 140 °C — 2,3 мин. При постоянной температуре процесс двухфазного распада протекает вначале быстро, а затем постепенно затухает и прекращается.
При нагреве до 150...300 °C получает развитие вторая стадия распада мартенсита. Она заключается в дальнейшем постепенном выделении углерода из твердого раствора. Но так как диффузионная подвижность атомов углерода при указанных температурах возрастает, то происходит выравнивание концентрации этого элемента по всему объему мартенсита. Наличие одного твердого раствора обусловило название второй стадии распада — однофазный распад мартенсита. Чем выше температура, тем существенней мартенсит обедняется углеродом, тем меньше тетрагональность его решетки. При нагреве до 350...400 °C концентрация углерода в твердом растворе соответствует равновесной и переход мартенсита в феррит заканчивается.
При 200...300 °C в структуре стали появляется цементит Fc3C, который является более стабильной фазой, чем е-карбид.* Образование цементита может осуществляться двумя путями. Во-первых, он возникает в результата перестройки решетки Е-карбида. Во-вторых, цементит выделяется непосредственно из пересыщенного твердого раствора, что сопровождается растворением е-карби-да. Переход от Е-карбида к цементиту осуществляется неравномерно по объему мартенсита. В высокоуглеродистых сталях цементит появляется прежде всего в мидрибе мартенситных пластин, зарождаясь на границах двойников. В то же время на периферии кристаллов сохраняется е-карбид. В сталях, содержащих 0,20...0,25 % углерода и менее, стадия двухфазного распада мартенсита отсут
*Ряд исследователей предполагают, что в высокоуглеродистых сталях, кроме е-карбида, может образовываться еще одна промежуточная карбидная фаза — эе-карбид или карбид Хэгга (Fe5C2), переходящий затем в цементит.
197
ствует. При однофазном распаде в этих сталях образования е-кар-бида не наблюдается, а при нагреве сразу выделяется цементит.
Между решетками образующегося цементита и мартенсита существует вполне определенная ориентационная связь. Она выражается ориентационными соотношениями Ю.А. Багаряцкого:
[Ю0]ц ]| Г110]а; [010]ц|| [П1]а; [001]ц || [П0]а	(8.2)
или И.В. Исайчева:
(103)ц || (011)а || (111)у; |010]ц || [П1]а II [1Ю]у.	(8.3)
На ранних стадиях образования цементита на межфазных границах БсзС мартенсит существует когерентность.
Выделение цементитных частиц происходит внутри кристаллов мартенсита, на их границах, а также на границах бывших аустенитных зерен. Цементит, образующийся внутри мартенситных кристаллов, имеет форму тонких пластин. В кристаллах мартенсита наблюдается выделение цементитных пластин трех-четырех ориентировок (рис. 8.1, а). Частицы пластинчатой формы выделяются и на границах реек. В пластинчатом мартенсите цементитные пластины образуются в мидрибе на границах двойников. По границам исходного аустенитного зерна цементит сначала выделяется в виде тонких пленок. Но с повышением температуры нагрева они сменяются грубыми глобулярными выделениями. На границах кри-
Рис. 8.1. Структура углеродистых сталей после низкого (а) и высокого (6) отпуска, х 27000
198
сталлов мартенсита при нагреве также постепенно формируются более крупные карбидные частицы, чем внутри кристаллов.
При нагреве до 350...400 °C вне зависимости от содержания углерода в стали заканчивается образование мартенсита. В этом же температурном интервале происходит нарушение когерентности и обособление решеток феррита и цементита.
В случае повышения температуры до 400 °C карбидные частицы хотя и подрастают, но остаются очень дисперсными. При нагреве выше 400 °C получают интенсивное развитие сфероидизация и коалесценция цементита (рис. 8.1, б). Пластины постепенно утолщаются, а длина их уменьшается до тех пор, пока карбиды не приобретут глобулярную форму. Коалесценция карбидных частиц протекает по объему металла неравномерно. Карбиды, расположенные на границах кристаллов и бывших аустенитных зерен, растут за счет карбидов, выделившихся внутри кристаллов. Можно считать, что сфероидизация карбидов заканчивается при 550...600 °C, а при более высоких температурах продолжается их коалесценция. Чем выше температура нагрева, тем больше средний размер карбидных частиц. При постоянной температуре коалесценция полу
чает интенсивное развитие при выдержках в течение нескольких часов, а затем постепенно затухает (рис. 8.2).
Распад остаточного аустенита в углеродистых сталях происходит при нагреве до 200...300 °C. Он протекает подобно превращению переохлажденного аустенита по промежуточному механизму. В результате распада образуется бейнитная a-фаза. Содержание в ней углерода и степень тетрагональности ее решетки такие же, как и у основной массы мартенсита, подвергнутого нагреву до температуры, при которой происходит распад остаточного аустени та.
Дислокационная структура мартенсита при невысоких температурах нагрева не претерпевает существенных изменений, так как дислокации оказываются закреп-
ленными атомами углерода или дисперсными частицами карбидов. Но уровень микроискажений при этом несколько снижается. Интенсивное перераспределение
Рис. 8.2. Изменение среднего размера карбидных частиц в стали с 0,4 %С во время выдержки при 630°С (С.З. Бокштейн)
199
дислокаций и их аннигиляция начинаются при температурах выше 400 °C, когда получает развитие коалесценция карбидов. При этом происходит формирование субзерен внутри кристаллов а-фазы. С повышением температуры нагрева размеры субзерен увеличиваются, а плотность дислокаций резко снижается. Однако мартсн-ситоподобная структура а-фазы сохраняется до весьма высоких температур нагрева. Увеличение содержания углерода в стали способствует этому.
В случае нагрева выше 600...650 °C при достаточно длительных выдержках начинается рекристаллизация a-матрицы путем миграции существовавших большеугловых границ. Рекристаллизации путем образования зародышевых центров и их роста при нагреве мартенсита не происходит. В результате миграции границ исчезают следы мартенситоподобной структуры; зерна феррита приобретают равноосную форму.
Характерные структуры, получаемые при нагреве сталей, в которых прошло мартенситное превращение, получили определенные названия. Структура, возникающая при нагреве ниже 300 °C, называется отпущенным мартенситом. От нсотпущенной мартенситной структуры она отличается меньшим содержанием углерода в твердом растворе и наличием большого количества выделившихся дисперсных карбидов. При исследовании в оптическом микроскопе выявляется лишь ее повышенная травимость. Структура, формирующаяся при нагреве до 300...450 °C, называется троости-том отпуска. Это силыютравящаяся структура, сохранившая мартенситоподобное строение. Сорбитом отпуска называю!’ структуру, образующуюся при нагреве выше 450 °C. После достаточно высоких температур нагрева сорбит отпуска представляет собой полигонизованный феррит, в котором находятся цементитные частицы зернистой (глобулярной) формы, разрешимые в оптическом микроскопе.
8.2.	ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ НАГРЕВЕ СТАЛЕЙ С МАРТЕНСИТНОЙ СТРУКТУРОЙ
Легирующие элементы могут оказывать воздействие на все стадии распада мартенсита при нагреве, причем на однофазный распад они влияют значительно сильнее, чем на двухфазный. Установлено, что марганец и никель ускоряют двухфазный распад мартенсита, а кремний, алюминий и карбидообразующие элементы его задерживают. Кремний, кобальт, хром, молибден, вольфрам и ва
200
надий резко тормозят однофазный распад мартенсита, замедляя выделение углерода из твердого раствора и рост карбидных частиц. При легировании этими элементами повышенное содержание углерода в твердом растворе может сохраняться до 400...500 °C. Тормозящее влияние легирующих элементов на распад мартенсита может быть обусловлено двумя причинами: повышением энергии межатомных связей в а-твердом растворе (Si, Со, Сг, Mo, W) и уменьшением диффузионной подвижности углерода (например, Сг, Mo, V).
При температурах 400 °C и ниже практически не происходит диффузионного перераспределения легирующих элементов. Поэтому в легированных сталях при выдержках ниже этой температуры сначала образуется е-карбид, а затем легированный цементит, концентрация элементов в котором равна их среднему содержанию в мартенсите. При температурах выше 400 °C становятся подвижными атомы железа и атомы элементов, образующих с железом растворы замещения. В результате начинает происходить перераспределение элементов между карбидной фазой и твердым раствором: элементы, не образующие карбидов, переходят из цементита в твердый раствор, а карбидообразующие элементы накапливаются в цементите.
При высоких температурах нагрева легирующие элементы изменяют скорость роста частиц легированного цементита. Никель ускоряет коалесценцию карбидов и смешает ее в область более низких температур по сравнению с нелегированной сталью. Кар-бидообразуюшие элементы замедляют коалесценцию и повышают интервал температур ее интенсивного развития.
При достаточно высоких содержаниях в стали карбидообразующих элементов при нагреве выше 400 °C образуются специальные карбиды. Чем выше карбидообразующая способность элемента и ниже его диффузионная подвижность, тем при более высокой температуре происходит образование его специальных карбидов. Так карбиды хрома возникают при 450...500 °C, а карбиды ниобия — при 550...600 °C.
Известны два механизма образования специальных карбидов. Один из них связан с карбидным превращением, другой — с зарождением частиц новой фазы. При реализации первого механизма цементит постепенно обогащается легирующими элементами за счет их диффузии из твердого раствора, пока не будет достигнут предел их растворимости в цементите, после чего решетка цементита трансформируется в решетку специального карбида. По та
201
кому механизму в хромистых сталях образуются карбиды хрома Л/7С3 или (Fe, Сг)7Сз. В сталях, легированных другими, более сильными карбидообразующими элементами, также наблюдается некоторое увеличение легированности цементита, но одновременно с этим в твердом растворе, обычно на дислокациях, зарождаются специальные карбиды. Так возникают карбиды МС (VC, NbC, TiC) и М2С (М02С, W2C); также могут образовываться и карбиды хрома в сталях с высоким содержанием этого элемента. Частицы цементита, возникшие при более низких температурах, растворяются и высвобождающийся углерод диффундирует к зародышам специальных карбидов, что обеспечивает их рост.
Процессы карбидообразования в легированных сталях могут начинаться также с выделения промежуточных (метастабильных) карбидов. При повышении температуры нагрева или увеличении длительности выдержки эти карбиды заменяются более стабильными. В хромистых сталях карбидообразование может протекать по схеме (Fe, Сг)зС —> (Сг, Ре)7Сз -> (Cr, Fe^Cg. В сталях с молибденом и вольфрамом образование карбида М2С (Мо2С, W2C) часто предшествует появлению карбида М^С. Карбиды сильных карбидообразующих элементов (TiC, NbC, VC) выделяются из твердого раствора без образования промежуточных фаз. В сложнолегированных сталях одновременно могут существовать карбиды нескольких типов, содержащих различное количество легирующих элементов.
Длительный диффузионный процесс карбидообразования от начала распада мартенсита до достижения равновесного состава фаз является специфической особенностью поведения легированных сталей с мартенситной структурой при нагреве.
Специальные карбиды преимущественно зарождаются на дислокациях, различных границах, унаследованных от мартенситной структуры, а также на границах исходного аустенитного зерна (рис. 8.3). Скорость роста карбидов определяется скоростью диффузии карбидообразующих элементов. По склонности к росту (коалесценции) частиц при нагреве мартенсита карбидные фазы можно расположить в следующей последовательности: М2С, Л/7С3, М22С(„ М2С, VC, NbC, TiC. Диффузионная подвижность карбидообразующих элементов по границам намного выше, чем в объеме зерна. Это обуславливает опережающую коалесценцию частиц, выделившихся на границах аустенитного зерна и субграницах, унаследованных от мартенситной структуры.
202
Рис. 8.3. Выделение специальных карбидов на дислокациях при отпуске мартенсита в стали 15ХН2МФ:
а — выделение цементита (крупные частицы) и карбидов МС (мелкие частицы), х 18000; б — выделение карбидов МС, *60000
Важно отметить, что коалесценция специальных карбидов в легированных сталях происходит намного медленней, чем коалесценция цементитных частиц. Так карбиды ванадия и титана после нагрева до 600...650 °C с выдержками в несколько часов имеют размеры порядка 15...30 нм, в то время как размер цементитных частиц после аналогичного нагрева в углеродистых сталях в десятки раз больше.
Легирующие элементы тормозят процессы возврата и рекристаллизации «-матрицы при нагреве. Этому способствует замедление диффузионных процессов переползания дислокаций при легировании. Но основная причина — закрепление дислокаций дисперсными частицами специальных карбидов, причем наиболее эффективными являются карбиды ванадия, ниобия и титана. Например, в стали 40 с мартенситной структурой полигонизация начинается при 550 °C, а в стали 40Ф, дополнительно легированной 0,2 % ванадия, — при 680 °C. В стали 37XH3T (0,2 % Ti) при нагреве до высоких температур (1300 °C) карбиды титана переходят в твердый раствор. При охлаждении они могут выделяться как в процессе выдержки в аустенитной области (рис. 8.4, а), так и при отпуске (рис. 8.4, б,в), причем при распаде мартенсита выделяются более высокодисперсные карбиды TiC. Характерная для мартенсита реечная структура a-фазы в случае нагрева на 650 °C сохраняется при выдержках в течение нескольких сот часов (рис. 8.4, в).
203
б
Рис. 8.4. Выделение карбидов в стали 37XH3T, х27000:
а — из аустенита; б — отпуск 650’С, 2 ч; в — отпуск 650"С, 400 ч
Количество остаточного аустенита в легированных сталях может быть значительно большим, чем в углеродистых. Большинство легирующих элементов повышают устойчивость остаточного аустенита при нагреве, что выражается в задержке и смещении его превращений в область более высоких температур. В высоколегированных сталях остаточный аустенит может сохраняться при нагреве до 500...600 “С. Кинетика превращений остаточного аустенита при нагреве в основных чертах повторяет кинетику изотермического превращения переохлажденного аустенита. В сталях, для которых характерно наличие двух разделенных областей распада переохлажденного аустенита (диффузионного и промежуточного), наблюдаются две области превращения остаточного аустенита (рис. 8.5). Но в последнем случае эти области смещены в сторону более низких температур. Продуктами распада остаточного аустенита в соответствующих температурных областях являются бейнит или тонкопластинчатый перлит. Продолжительность инкубационного периода при распаде остаточного аустенита существенно меньше, чем при распаде переохлажденного аустенита. Ускорен-
204
Рис. 8.5. Диаграммы изотермического превращения аустенита в стали с 0,7 %С; 1 %Сг; 3 %Ni. У кривых указана степень распада (Р.И. Энтин):
/ — переохлажденный аустенит; 2 — остаточный аустенит
1 23 5 10 30 1 23 5 10 30 1 23 5 10
Секунды Минуты	Часы
Время
ный распад остаточного аустенита, возможно, связан с тем, что он, располагаясь между мартенситными кристаллами, находится в напряженном состоянии.
Выдержка при 500...600 °C не всегда приводит к полному распаду остаточного аустенита. В высокоуглеродистых высоколегированных сталях остаточный аустенит при 500...550 °C характеризуется такой высокой устойчивостью, что его распад при выдержках длительностью в несколько часов вообще может не происходить. Но во время выдержки при повышенных температурах из остаточного аустенита могут выделяться специальные карбиды, при этом он обедняется углеродом и легирующими элементами, поэтому мартенситная точка Л/н остаточного аустенита повышается и становится выше комнатной температуры. Это приводит к превращению остаточного аустенита в мартенсит во время охлаждения с температур нагрева до комнатной температуры, т. е. остаточный аустени т претерпевает мартенситное превращение, что приводит к повышению твердости стали. Такое явление получило название вторичная закалка.
8.3.	ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ НАГРЕВЕ СТАЛЕЙ С БЕЙНИТНОЙ СТРУКТУРОЙ
Из сказанного в главе 6 следует, что существует многообразие структурных форм бейнита, зависящих от химического состава стали и температурно-временных условий развития промежуточного превращения. Это затрудняет описание процессов превращения при нагреве, так как разные бейнитные структуры имеют свои особенности поведения при повышенных температурах. Проследим наиболее общие закономерности изменения структуры бей
205
нита при нагреве на примере легированных конструкционных сталей с ОД..0,4 % С. Напомним, что в таких сталях при распаде переохлажденного аустенита в интервале температур 300...400 °C формируется структура, состоящая из кристаллов бейнитной а-фазы, карбидов и остаточного аустенита, количество которого может достигать весьма больших значений (15...40 %). Концентрация углерода в остаточном аустените, как правило, существенно превышает его среднее содержание в стали. В зависимости от легирования стали при промежуточном превращении в бейнитной a-фазе в той или иной мере получают развитие процессы выделения карбидов. В сталях, содержащих кремний и алюминий, кар-бидообразование может быть вообще подавлено и в них формируется структура бескарбидного бейнита. В этом случае практически весь углерод находится в остаточном аустените.
Нагрев до температур, находящихся ниже температурного интервала промежуточного превращения, как правило, не приводит к существенным изменениям бейнитной структуры и лишь обеспечивает снижение внутренних напряжений. Если в стали присутствует мартенсит, образовавшийся при охлаждении после окончания промежуточного превращения, то при нагреве происходит его распад, степень развития которого определяется температурой и длительностью нагрева. В сталях со структурой бескарбидного бейнита при нагреве до 300...350 °C (но ниже температур промежуточного превращения) может наблюдаться некоторый рост содержания углерода в остаточном аустените, сопровождающийся небольшим снижением количества этой фазы. Такой эффект может быть объяснен тем, что при отпуске в бейнитный феррит дополнительно превращается часть аустенита без выделения карбидной фазы.
Нагрев выше температур, при которых протекало бейнитное превращение, сопровождается обеднением углеродом бейнитной а-фазы, исчезновением тетрагональ! юсти ее решетки и образованием цементита, причем интенсивность образования карбидов в феррите определяется количеством углерода, содержавшегося в бейнитной a-фазе до нагрева. Одновременно с процессами, развивающимися в a-фазе, при нагреве до 400...500 °C происходит также интенсивный распад остаточного аустенита. Это может сопровождаться появлением двух новых структурных составляющих — пластинчатого перлита и реечного мартенсита, в котором наблюдаются дисперсные частицы цементита. Участки пластинчатого перлита (рис. 8.6) возникают в результате превращения остаточного аустенита непосредственно во время выдержки при темпера-
206
Рис. 8.6. Структура стали 60С2, подвергнутой изотермической закалке при 350°С, 20 мин и последующему одночасовому отпуску при 600”С, х22000
туре нагрева. Если этот процесс не прошел до конца, то одновременно в ряде участков непревра-щенной части остаточного аустенита может выделиться цементит. Происходящее при этом обедне
ние углеродом остаточного аустенита вызывает подъем его мартенситной точки Мн выше комнатной температуры, поэтому охлаждение после окончания выдержки сопровождается появлением мартенсита. При повышении температуры нагрева от 400 до 500 °C интенсифицируется распад остаточного аустенита непосредственно в процессе выдержки с образованием феррито-карбидной структуры и количество мартенситных участков в структуре отпущенной стали постепенно уменьшается, пока они полностью не исчезнут.
При нагреве выше 500 °C начинается коалесценция карбидной фазы, уменьшается плотность дислокаций в a-фазе, происходит формирование в ней субзерен. Несмотря на развитие этих процессов, после такого нагрева в стали остается резко дифференцированная структура. Наряду с участками феррита, в которых количество выделившихся карбидов невелико или они почти отсутствуют, существуют участки с высокой плотностью карбидных частиц или даже сохраняются участки с пластинчатым перлитом. Особенно значительная неоднородность структуры возникает при нагреве сталей с верхним, а также с бескарбидным бейнитом.
Увеличение длительности выдержки при высоких температурах может не только не устранить неоднородности структуры, но даже усилить ее. Как было сказано выше, при длительных выдержках при 650 °C и выше в стали может протекать рекристаллизация феррита. В бейнитной структуре в результате ее неоднородности рекристаллизационные процессы начинаются значительно раньше, чем в мартенситной. Например, в стали 38ХНЗМФ при исходной бейнитной структуре рекристаллизация феррита была обнаружена после 30-часовой выдержки при 650 °C (рис. 8.7, а). В случае исходной мартенситной структуры признаки рекристаллизации отсутствовали даже при 100-часовой выдержке при той же температуре.
В свою очередь, рекристаллизация феррита может оказать влияние на характер выделения карбидов. Так, в той же стали
207
Рис. 8.7. Структура стали 38ХНЗМФ, подвергнутой обработке на бейнит и отпуску при 650°С длительностью 70 часов:
а — рекристаллизованное зерно феррита в бейнитной матри це, >?40000; б — крупный карбид Л/23С6, хЗОООО
38ХНЗМФ с бейнитной структурой после выдержки при 650 °C с длительностью 30...40 часов наблюдали появление на границах рекристаллизованных зерен феррита очень крупных частиц карбида Л'/2зС(-) (рис. 8.7, б). Эти карбиды имеют неправильную форму и часто вытянуты вдоль границ ферритных зерен. Предполагается, что их выделению способствует ускоренная зернограничная диффузия легирующих элементов, происходящая по мигрирующим границам рекристаллизованных зерен феррита. Известно, что скорость зернограничной диффузии легирующих элементов может на несколько порядков превышать скорость объемной диффузии. Формирование аномально крупных карбидов на границах ферритных зерен сопровождается уменьшением количества карбидов в объеме зерен.
Таким образом, имеются существенные различия в структурных изменениях, возникающих при высоком нагреве сталей с исходными мартенситной и бейнитной структурами. Нагрев мартенсита до высоких температур позволяет получить однородную структуру (сорбит отпуска), представляющую полигонизованную ферритную матрицу с относительно равномерно распределенными в ней карбидами. Структурная и химическая неоднородность бейнита, возникшая в процессе фазового превращения, предопределяет формирование неоднородной структуры и при высоком отпуске. Для нее характерно неравномерное распределение карбидных частиц в феррите, причем сами частицы могут быть крайне неоднородны по размерам. В структуре также могут присутствовать участки пластинчатого перлита и рекристаллизованного феррита.
208
Глава 9
ПРЕВРАЩЕНИЯ В АУСТЕНИТНОМ СОСТОЯНИИ
Одна из важнейших задач термической обработки стали — исправление крупнозернистой структуры. Такая структура возникает при кристаллизации отливок, в сварном шве, при горячей обработке давлением. Крупное зерно аустенита формируется также при некоторых видах термической обработки, например, гомогенизации, а также при случайных перегревах. Стали с крупным зерном аустенита характеризуются низкой пластичностью, низкой ударной вязкостью и высокой температурой вязко-хрупкого перехода. Их разрушение происходит с образованием крупнозернистого излома.
Измельчение зерна аустенита сталей может быть достигнуто при нагреве выше точки Асу Считается, что в этом случае фазовая перекристаллизация в стали (превращение a-фазы с ОЦК-решет-кой в у-фазу с ГЦК-решеткой) сопровождается структурной перекристаллизацией (изменением зеренной структуры). Под структурной перекристаллизацией в твердом состоянии обычно понимается процесс или совокупность процессов, в результате которых каждое зерно сплава (кристаллит) заменяется на несколько случайно ориентированных зерен. Условия формирования мелкого зерна при нагреве сталей с исходной ферритно-карбидной структурой рассмотрены в третьей главе. Но иногда при термической обработке крупнозернистой стали, несмотря на фазовую перекристаллизацию, не происходит ожидаемого измельчения зерна аустенита и исправления крупнозернистого излома. В ряде случаев, несмотря на измельчение аустенитного зерна, излом остается крупнозернистым. Такие эффекты могут быть обусловлены барьерным действием выделений и сегрегаций примесей на границах аустенитных зерен или структурной наследственностью, связанной с кристал-лографически обратимым характером а—у-превращения.
9.1. ПРОЦЕССЫ, ОБУСЛАВЛИВАЮЩИЕ ОБРАЗОВАНИЕ КАМНЕВИДНОГО ИЗЛОМА
При проведении ряда технологических операций сталь может быть подвергнута сильному перегреву, приводящему к формиро
209
ванию крупного зерна аустенита, которое будем называть первоначальным. Сталь с крупным зерном должна подвергаться дополнительной термической обработке, которая бы сопровождалась измельчением аустенитного зерна (структурной перекристаллизацией). Тем не менее в некоторых сталях и после такой термообработки при разрушении выявляется крупнозернистый излом, соответствующий первоначальному аустенитному зерну, т. е. вид излома не соответствует мелкозернистой структуре. Эффект сохранения ненормально крупнозернистого излома после заключительной термической обработки принято называть остаточным перегревом. Если наблюдаемый при этом излом имеет явно выраженный грубый межкристаллитный характер, то его называют камневидным изломом.
Камневидный излом вызывается следующими причинами. При высокотемпературном нагреве, значительно превышающем точку Ас3, происходит не только рост аустенитного зерна, но и частичное растворение неметаллических включений (сульфидов, оксисульфидов, нитридов). При последующем относительно медленном охлаждении в аустенитной области происходит выделение примесей из твердого раствора вследствие понижения их растворимости. Часть примесей успевает выделиться на границах крупных аустенитных зерен в виде частиц, количество, форма и дисперсность которых зависят от состава стали, температуры нагрева и длительности выдержки, а также скорости последующего охлаждения. Сталь с крупным зерном аустенита, границы которого ослаблены выделениями, имеет низкую ударную вязкость и ин-теркристаллитный характер разрушения.
Окончательная термическая обработка, например, закалка с высоким отпуском, может обеспечить существенное измельчение зерна аустенита. Но так как нагрев под закалку осуществляется до температур, незначительно превышающих точку Асу, растворения неметаллических включений не происходит и они остаются на границах первоначальных, ранее существовавших аустенитных зерен. В высокоотпущенном состоянии разрушение стали при ударном нагружении происходит по этим ослабленным местам и возникает крупнокристаллический излом, соответствующий по величине первоначальному аустенитному зерну.
Таким образом, особенностью камневидного излома является то, что в изломе выявляется первоначальное крупное зерно аустенита перегретой стали, тогда как в микроструктуре наблюдается мелкое зерно, сформировавшееся при окончательной термической обработке.
210
Наиболее часто камневидный излом связан с сульфидами марганца MnS, которые всегда присутствуют в конструкционных сталях обычной выплавки. При перегреве выше 1300 °C большая часть их переходит в твердый раствор и при последующем охлаждении выделяется на границах первоначальных зерен в виде глобулярных частиц. Окончательная термическая обработка стали проводится при более низких температурах, недостаточных для растворения сульфидов, которые сохраняются по границам теперь уже бывших аустенитных зерен. В процессе разрушения при ударном нагружении микропоры возникают около этих частиц. Рост и коалесценция этих микропор приводит к возникновению вязкого интеркристаллитного излома, который соответствует первоначальному крупному зерну аустенита. Типичный вид такого излома приведен на рис. 9.1, о. Крупные межзеренные фасетки имеют ямочное строение; внутри ямок наблюдаются глобулярные частицы MnS (рис. 9.1, б). При нагреве до еще более высоких температур может произойти оплавление границ, так называемый пережог, при котором также наблюдается крупнозернистый излом (рис. 9.1, в, г). Пережог нельзя устранить никакой термической обработкой.
Образование камневидного излома может быть связано также с нитридами алюминия, обычно выделяющимися на границах зерен в виде пленок.
Остаточный перегрев, сопровождающийся образованием камневидного излома, чрезвычайно трудно поддается исправлению и очень часто рассматривается как окончательный брак. Камневидный излом можно устранить повторным высокотемпературным нагревом, обеспечивающим растворение зернограничных частиц, с последующим достаточно быстрым охлаждением, которое должно исключить их выделение. Другой путь — проведение длительной высокотемпературной гомогенизации при 1050...1100 °C, вызывающей коагуляцию частиц примесных фаз. Но эти методы связаны с сильным окислением стали и возникновением крупного зерна аустенита. Наиболее надежно устранить камневидный излом можно, используя интенсивную горячую пластическую деформацию, что не всегда приемлемо на практике.
В настоящее время все большее применение в промышленности получают стали повышенной чистоты. Эффективное снижение содержания вредных примесей, в том числе и серы, обеспечивает электрошлаковый переплав (ЭШП). Если в сталях мартеновского и конверторного производства содержание серы колеблется в пре-
211
a
б
в
г
Рис. 9.1. Камневидный излом в стали 18X2H4MA-III (А.Б. Кутьин) — а,би пережог в стали ЗОХНМ — в,г:
а, в — общий вид излома, хбО; б, г — строение межзеренной фасетки; б — хЗООО; г — х2000
212
делах 0,02...0,05 % , а в стали, выплавленной в электропечах, — 0,01...0,02 %, то после ЭШП оно может достигать всего 0,002...0,004 %. Уменьшение после ЭШП количества сульфидов наряду со снижением загрязненности другими неметаллическими включениями способствует значительному повышению пластичности, ударной вязкости и изотропности свойств прокатан ного металла.
В то же время стали повышенной чистоты оказались более склонными к остаточному перегреву. Так, в сталях электрошлако вого переплава образование камневидного излома может наблюдаться после перегрева до более низких температур (1150... 1200 °C). Проведенные исследования показали, что в сталях ЭШП камневидный излом также связан с выделением сульфидов марганца. При указанных температурах нагрева переведенной в твердый рас твор серы оказывается вполне достаточно, чтобы при последующем замедленном охлаждении на границах аустенитного зерна выделилось значительное количество сульфидов марганца, которые при малой общей плотности неметаллических включений в стали предопределяют низкоэнергоемкий путь распространения трещин при разрушении. Преимущественному образованию частиц MnS на границах зерен способствует то, что при высокой чистоте по неметаллическим включениям в теле аустенитного зерна уменьшается количество готовых "подкладок" для выделения этой фазы.
В сталях электрошлакового переплава при задержке охлаждения в аустенитной области сульфиды марганца могут выделяться не только по границам зерен, но и в теле зерна в форме игл, пленок и плоских скоплений дисперсных глобулярных частиц. Сульфиды, сформировавшиеся в теле зерна, не изменяют свою форму и расположение при заключительной термической обработке, если температура аустенитизации была существенно ниже температуры их растворения. Особенности выделения MnS в стали 18Х2Н4МА-Ш иллюстрирует диаграмма на рис. 9.2, построенная по данным фрактографического анализа изломов.
В присутствии игольчатых частиц или плоских скоплений сульфидов в теле зерна ударная вязкость может снижаться как непосредственно после охлаждения от высоких температур, так и после окончательной термической обработки даже в большей мере, чем при образовании зернограничных глобулярных сульфидов. При этом разрушение носит по отношению к первичному зерну аустенита не интеркристаллитный, а транскристаллитный характер. Но даже в охрупченном состоянии у ЭШП сталей обычно со-
213
Рис.9.2. Диаграмма изотермического образования MnS в стали 18Х2Н4МА-Ш. Исход-
ный нагрев на 1250”С (А.Б. Кутьин):
1 — выделение игольчатых сульфидов в геле зерна аустенита; 2 — образование плоских скоплений глобулярных сульфидов в теле зерна аустенита; 3 — выделение глобулярных сульфидов по границам зерен аустенита
храняется более высокая пластичность и ударная вязкость, чем у сталей обычной выплавки. Подчеркнем, что выделение сульфидов различной морфологии, существен-
время >	но ИзМеняя пластичность и удар-
ную вязкость, в то же время не ока-
зывает влияния на твердость, пределы текучести и прочности.
Хрупкость, связанная с выделением сульфидов, обладает свойством обратимости. Если сталь электрошлакового переплава нагреть до температур выше 1200 °C и растворить сульфиды, а затем быстро охладить, так чтобы сера осталась в твердом растворе, то хрупкость исчезнет. При осуществлении нового высокотемпературного нагрева с последующим замедленным охлаждением в аустенитной области она проявляется вновь и т. д.
Таким образом, для сталей повышенной чистоты важно контролировать не только режим окончательной термической обработки, но и температуру нагрева, скорость охлаждения, а также возможные задержки охлаждения в аустенитной области при предшествующих технологических операциях, сопровождающихся высокотемпературными нагревами.
Рассмотренный вид камневидного излома, который получил название камневидный излом первого рода, следует отличать от внешне очень похожего камневидного излома второго рода. Образование последнего не связано с зернограничным выделением каких-либо фаз при перегреве. Он наблюдается на сталях, чувствительных к отпускной хрупкости. Если такую сталь после перегрева подвергнуть дополнительной закалке и отпуску в температурном интервале развития необратимой или обратимой отпускной хрупкости, то, несмотря на измельчение зерна, происшедшее при аустенитизации, при динамическом нагружении протекает хруп-
214
Рис. 9.3. Микроструктура стали 18Х2Н4М А после повторного нагревало 900°С, I ч и закалки. Предварительная обработка: закалка после нагрева до 1200”С, 1 ч и отпуск 650°С, 2 ч. х100
кое интеркристаллитное разрушение по отношению к крупному первичному зерну аустенита*.
При некоторых режимах термообработки (подробнее см. раздел 9.2), "старые" границы первичных зерен аустенита сохраняются при нагреве под закалку. При микроструктурном исследовании они хорошо выявляются на фоне мелкозернистой структуры (рис. 9.3). При окончательном отпуске как на "старых" границах, так и на границах мелких зерен, образовавшихся при нагреве под закалку, получают развитие процессы отпускной хрупкости. Но именно "старые" границы оказываются наиболее ослабленными и по ним происходит предпочтительное развитие хрупких трещин при разрушении и формирование камневидного излома.
Камневидный излом второго рода в отличие от камневидного излома первого рода сравнительно легко исправить. Для этого достаточно при окончательном нагреве повысить температуру так, чтобы произошел рост аустенитного зерна. Тогда "старые" границы исчезают в результате разрастания прилегающих к ним мелких зерен. Это приводит к исчезновению крупных интеркристалл ит-н их фасеток в изломе и восстановлению нормальной корреляции между видом излома и микроструктурой.
*06 отпускной хрупкости смотрите в разделе 14.2.
215
9.2. СТРУКТУРНАЯ НАСЛЕДСТВЕННОСТЬ
Явление структурной наследственности заключается в том, что образующиеся при нагреве зерна аустенита обнаруживают ориентационную и структурную связь с первоначальным аустенитным зерном, сформировавшимся в процессе предшествующих технологических операций. Структурная наследственность может проявляться в форме восстановления зерна, когда возникшие при нагреве зерна у-фазы по величине, форме и кристаллографической ориентации воспроизводят первоначальные зерна аустенита. Другая разновидность наследственности заключается в появлении на месте крупного первоначального зерна аустенита комплекса мелких аустенитных зерен, сохраняющих ориентационную связь с первоначальным зерном и образующих внутризеренную текстуру.
Проявления структурной наследственности следует ожидать при нагреве таких структур, которые имеют ориентационную связь с первоначальным аустенитом. Характер структуры, в свою очередь, определяется составом стали и условиями охлаждения. При медленном охлаждении (со скоростью, меньшей Енкз) в эвтектоидной стали развивается диффузионное превращение переохлажденного аустенита, в результате которого на месте одного аустенитного зерна появляется несколько перлитных колоний. Внутри каждой перлитной колонии имеется единообразная кристаллографическая ориентировка пластин феррита. Решетка цементита у всех пластин в пределах колонии перлита также имеет одну ориентацию. Между ферритом и цементитом в перлитной колонии существует ориентационная связь. Но в тоже время перлитные колонии не имеют определенной кристаллографической ориентировки между собой и относительно решетки аустенита. Все вместе они не образуют одного кристаллографически упорядоченного комплекса. Каждую коло! шю перлита можно рассматривать как отдельное зерно. Эти рассуждения справедливы и для до- и заэвтектоидных сталей, у которых при диффузионном превращении, кроме перлита, выделяются избыточные фазы (феррит или цементит).
Если сталь подвергнуть закдтке, то внутри аустенитного зерна образуются мартенситные кристаллы, решетка которых связана с решеткой аустенита определенными ориентационными соотношениями. Возникший кристаллографически упорядоченный комплекс мартенситных кристаллов обладает некоторыми свойствами монокристалла и может рассматриваться как "псевдозерно". Трещина при разрушении такого "псевдозерна" проходит по его объ
216
ему почти так же, как по единому зерну (монокристаллу). Ориентационная связь кристаллов сх-фазы и аустенита характерна также и для промежуточного превращения. Поэтому сказанное для мартенсита относится и к бейнитной структуре.
Следовательно, возникшие при превращении переохлажденного аустенита структуры можно разделить на кристаллографически неупорядоченные (ферритно-карбидные структуры) и кристаллографически упорядоченные (мартенсит и бейнит). Такое деление не является абсолютно строгим, так как избыточные фазы в феррито-карбидной структуре (феррит или цементит) тоже могут быть кристаллографически упорядоченными, если они образовались в форме видманштеттовых выделений.
При нагреве сталей с исходной ферритно-карбидной (перлитной) структурой образование и рост зерен аустенита происходит по механизмам, описанным в третьей главе. Еще раз подчеркнем, что наличие большого количества зародышей аустенита, возникающих на межфазных границах феррит—цементит, практически всегда обеспечивает после завершения а—у-превращения формирование мелких зерен аустенита, характеризующихся произвольными ориентировками. При наличии мелких аустенитных зерен в процессе охлаждения образуются дисперсные продукты превращения переохлажденного аустенита. С повышением температуры аустенитизации с той или иной интенсивностью происходит рост зерна, что вызовет огрубление продуктов превращения аустенита, формирующихся при охлаждении. В данном случае наблюдается корреляция между величиной зерна аустенита и видом излома стали: мелкому зерну соответствует мелкокристаллический, а крупному зерну—крупнокристаллический излом.
Структурная наследственность наблюдается при нагреве до-и заэвтектоидных сталей, имеющих в исходном состоянии кристаллографически упорядоченную структуру. Как показали работы В.Д. Садовского, такая разновидность структурной наследственности, как восстановление зерна, может проявляться при быстром нагреве закаленных сталей. Эффект наиболее ярок, если сталь имеет крупное первоначальное зерно аустенита.
Рассмотрим такой случай. Пусть при какой-то технологической операции, сопровождающейся сильным перегревом, в стали возникли крупные первоначальные зерна аустенита, а при охлаждении образовалась мартенситная структура. Разрушение такой стали происходит с образованием крупнокристаллического излома. При новом нагреве несколько выше точки Ас^ не происходит
217
б
Рис. 9.4. Восстановление зерна стали 35ХГС (Б.К. Соколов): а — микроструктура после закалки от 1300°С, *200; б — микроструктура после повторной закалки от 900"С, *200; в — кристаллографическая ориентировка зерна аустенита (• — первоначальное состояние; х — после повторного нагрева до 900“С)
ожидаемого измельчения зерна, излом стали остается крупнокристаллическим. При микроструктурном исследовании выявляются крупные зерна, соответствующие по размеру и форме первоначальным зернам аустенита. Характерной особенностью вновь образующихся зерен является извилистость их границ или даже появление на них цепочек очень мелких зерен — так называемый зернограничный эффект. Сравнение кристаллографической ориентации крупных зерен, сформировавшихся при нагреве, с ориентацией первоначальных зерен аустенита, существовавших на этом месте, показываег их идентичность (рис. 9.4). Следовательно,
218
Рис. 9.5. Схемы образования аустенитного зерна при нагреве сталей с кристаллографически неупорядоченной (а) и упорядоченной (б, в) структурами: б — восстановление зерна аустенита; в — образование текстурованного комплекса мелких зерен аустенита.
Стрелками внутри зерен указана их ориентировка
в этом случае можно говорить о восстановлении величины, формы и ориентации зерна аустенита и сопутствующем ему крупнокристаллическом изломе.
Полученная структура является нестабильной. При увеличении длительности изотермической выдержки или повышении температуры она претерпевает изменения. Но зерно аустенита не укрупняется, как следовало бы ожидать, а измельчается (рис. 9.5). Возникшие новые зерна аустенита имеют произвольную ориентировку без какой-либо связи с ориентацией первоначального аустенитного зерна. Единственным процессом, способным вызвать измельчение зерен в однофазной области, является первичная рекристаллизация аустенита. При измельчении зерна аустенита излом стали становится мелкокристаллическим. Если далее повышать температуру нагрева, то будет происходить обычное укрупнение зерна и огрубление излома.
Таким образом, при нагреве стали с исходной кристаллографически упорядоченной структурой формирование аустенитной струк-
219
Рис. 9.6. Схема влияния скорости нагрева на эффект восстановления зерна: 1 — углеродистые стали; 2 — легированные стали
туры осуществляется в два этапа. Вначале протекает а—у-превра-щение, при котором вновь образующиеся зерна аустенита воспроизводят размеры, форму
и ориентировку первоначальных аустенитных зерен (фазовая перекристаллизация). Затем,
уже в аустенитном состоянии, происходит изменение величины
зерна в результате развития рекристаллизационных процессов (структурная перекристаллизация).
Эффект восстановления зерна аустенита проявляется при определенных условиях нагрева. В легированных сталях он может наблюдаться как при высоких скоростях нагрева в сотни и тысячи
градусов в секунду, так и при очень медленном нагреве со скоростями несколько градусов в минуту и менее (0,1...0,01 град/с). При промежуточных скоростях нагрева восстановления зерна аустенита не происходит и при нагреве выше Аст, сразу формируется мелкое аустенитное зерно (рис. 9.6). В углеродистых и малолегированных сталях восстановление аустенитного зерна обнаруживается лишь при очень высоких скоростях нагрева (более 104 град/с).
Второй тип структурной наследственности встречается в легированных сталях при нагреве со скоростями порядка десятки-сотни градусов в минуту (0,1...1,0 град/с). В этом случае сталь с крупным первоначальным зерном аустенита и мартенситной структурой после нагрева до температур, несколько превышающих точку Аст,, имеет мелкое аустенитное зерно. Но для этого зерна характерна определенная ориентационная связь с исходным аустенитом. Мелкие зерна, возникшие в пределах первоначального зерна, образуют своеобразный текстурованный комплекс (внутризеренная текстура), который при разрушении ведет себя, как единое целое. Поэтому нагрев выше точки Асу не изменяет вид излома, излом остается крупнокристаллическим. Повышение температуры аустенитизации сопровождается развитием первичной рекристаллизации, которая ликвидирует внутризеренную текстуру и приводит к образованию мелких зерен аустенита произвольной ориентации.
220
При этом излом стали становится мелкокристаллическим. Дальнейшее повышение температуры вызывает рост зерна аустенита, соответственно огрубляется излом стали. Таким образом, и при этой разновидности структурной наследственности перекристаллизация стали носит двухстадийный характер (см. рис. 9.5).
Механизм возникновения структурной наследственности. Чтобы понять причины двухстадийного характера перекристаллизации при нагреве сталей с исходной кристаллографически упорядоченной структурой, необходимо ответить на следующие вопросы:
Как происходит зарождение аустенита в случае проявления структурной наследственности?
С чем связана рекристаллизация восстановленной или "текстурованной" аустенитной структуры?
Наиболее просто объяснить восстановление зерна аустенита при быстром нагреве закаленной доэвтектоидной стали. В результате закалки в такой стали образуется реечный мартенсит. Кристаллическая решетка каждой рейки закономерно связана с кристаллической решеткой исходного аустенита ориентационными соотношениями Курдюмова—Закса. Как было показано ранее (см. раздел 5.1), в пределах одного пакета находятся рейки шести различных ориентаций, располагающиеся практически параллельно друг другу. Внутри объема бывшего аустенитного зерна возникает большое количество мартенситных кристаллов, а значит, будет велика протяженность впутрифазных границ. При быстром нагреве эти внутрифазные границы сохраняются к моменту образования аустенита.
Уже не раз подчеркивалось, что даже при очень больших скоростях нагрева невозможно предотвратить хотя бы частичный распад мартенсита. Поэтому следует считать, что перед началом а—у-превращения существует в той или иной мере отпущенный мартенсит. Однако происходящее при распаде мартенсита выделение карбидной фазы не изменяет ориентировку a-кристаллов по отношению к первоначальному аустениту.
Экспериментально установлено, что зародыши аустенита возникают на сохранившихся при нагреве границах между рейками мартенсита и имеют вид плоских линз или пластин. Между решеткой аустенитного зародыша и решеткой мартенситных кристаллов выполняются ориентационные соотношения такого же типа, что и при прямом мартенситном превращении. Если считать, что зародыши аустенита образуются по сдвиговому механизму и имеют когерентные (полукогерентные) границы с кристаллами мар
221
тенсита, то их появление на внутрифазных границах не кажется удивительным. Как показал М.А. Штремель, энергия когерентных (лолукогерентных) а/у-границ меньше, чем энергия некогерентных a/у и а/а-границ. Следовательно, ориентированное образование зародышей аустенита с когерентными (полукогерентными) границами, которые располагаются на внутрифазных границах сх/а, оказывается энергетически более выгодным, а следовательно, и более вероятным, чем образование зародышей аустенита со случайной ориентацией, ограниченных большеугловыми границами.
Расчеты показали, что если аустенит зарождается в контакте с двумя или тремя рейками мартенсита, имеющими различную ориентировку, и ориентационно связан со всеми этими рейками (рис. 9.7), то его ориентация должна совпадать с ориентацией первоначального аустенитного зерна. Это условие выполняется для соседних реек любой возможной ориентации, независимо от того, принадлежат они одному или различным пакетам. Отсюда вытекает, что все когерентные зародыши аустенита, возникшие в пределах одного первоначального аустенитного зерна, будут иметь одну и ту же ориентировку, воспроизводящую ориентировку первоначального аустенитного зерна. Эксперименты полностью подтверждают этот вывод.
При изотермической выдержке или повышении температуры образовавшиеся зародыши аустенита растут до тех пор, пока не столкнутся друг с другом. После их столкновения в пределах первоначального зерна аустенита возникает новое зерно такой же величины и формы, с той же самой ориентацией кристаллической решетки, что первоначальное аустенитное зерно, т. е. будет наблюдаться восстановление зерна.
При анализе причин восстановления зерна следует учитывать наличие в закаленной стали остаточного аустенита. В закаленных сталях со структурой пакетного мартенсита эта фаза располагается в виде тонких прослоек между рейками мартенсита. При высоких скоростях нагрева эти прослойки могут сохраниться до температур начала а—у-превращения и играть определенную роль в формировании зародышей аустенита. В принципе, превращение может идти путем разрастания прослоек остаточного аустенита, т. е. их можно рассматривать как готовые зародышевые центры. Однако ряд экспериментов показывает, что отсутствие в структуре закаленной стали остаточного аустенита (например, после дополнительного отпуска) не устраняет эффект восстановления аустенит-
222
Рис. 9.7. Зарождение аустенита на границе между рейками (В.М. Счастливцев): а — светлопольное изображение, Х56000; б — темнопольное изображение в рефлексе (200)у, х 56000; в — схема зарождения аустенита при одновременной когерентной связи с тремя рейками а-фазы; П — плоскость фольги
223
ного зерна и не изменяет характер и место зарождения аустенита при нагреве. Вероятно, наличие прослоек остаточного аустенита облегчает процесс появления зародышей новых аустенитных зерен, но не определяет его.
До сих пор рассматривалось формирование зерна аустенита при нагреве закаленной стали с высокими скоростями. При снижении скорости нагрева процессы отпуска мартенситной структуры получают все большее развитие, интенсивнее происходит выделение карбидов и их укрупнение. В результате этого становится возможным возникновение зародышей аустенита не только на внутрифазных границах а/а, но и на межфазных границах феррит—цементит. Соответственно, образование аустенита частично начнет протекать по нормальному диффузионному механизму с формированием зародышей произвольной ориентации. Это приведет к тому, что степень восстановления зерна будет уменьшаться. При нагреве с такой скоростью, при которой образование всех зародышей станет осуществляться нормальным диффузионным механизмом, произойдет исчезновение структурной наследственности.
Нагрев с относительно невысокой скоростью (подобно длительному отпуску при высоких температурах) может сопровождаться не только укрупнением карбидов, но и существенной эволюцией структуры а-фазы. Интенсивное развитие возврата и полигонизации приводит к укрупнению элементов субструктуры, к изменению их взаимной ориентировки и характера границ между ними. Кроме того, в малоуглеродистых сталях при медленном нагреве может получить развитие рекристаллизация ферритной матрицы. Все эти процессы нарушают ориентационную связь а-фазы с первоначальным аустенитом и способность стали к проявлению структурной наследственности пропадает.
В некоторых легированных сталях, содержащих карбидообразующие элементы, устойчивость дислокационной структуры а-фазы во время отпуска оказывается очень высокой. Для этих сталей при исходной мартенситной структуре восстановление аустенитного зерна становится возможным не только при быстром нагреве, но и при очень медленном. При малых скоростях нагрева в них сохраняется реечная структура а-фазы, поэтому зародыши аустенита, как и при быстром нагреве, возникают по границам между ферритными рейками, имеют с ними определенную ориентационную связь и воспроизводят ориентировку первоначального аустенитного зерна. Это можно объяснить тем, что в условиях медленного нагрева превращение в стали развивается при очень малых
224
степенях перегрева относительно критических точек и поэтому связано с малым выигрышем свободной энергии. Ориентированное образование зародышей аустенита с когерентными (полукогерентны-ми) границами, которые располагаются на внутрифазных границах а/а, оказывается энергетически более выгодным, чем образование зародышей аустенита со случайной ориентацией, ограниченных большеугловыми границами.
Внутреннее строение восстановленных зерен оказывается менее совершенным, чем первональных зерен аустенита, что может быть обусловлено рядом причин. Во-первых, это связано с тем, что восстановленное зерно формируется не из одного, а из большого числа зародышей аустенита, кристаллическая решетка которых могла иметь небольшую разориентировку относительно друг друга. При их слиянии эта разориентировка приводит к появлению несовершенств кристаллической решетки восстановленного зерна (дислокаций, субграниц). Во-вторых, в восстановленном зерне повышенная плотность дислокаций может быть обусловлена различием в удельных объемах а- и у-фаз. Такое различие предполагает, что при росте аустенитных участков возможно возникновение искажений кристаллической решетки у границ раздела фаз, релаксация которых вызовет образование дислокаций.
Рост плотности дислокаций вследствие разности удельных объемов старой и новой фаз должен происходить при любом фазовом превращении. Если превращение носит мартенситный (сдвиговый) характер, то повышение плотности дислокаций может быть также связано с наличием дополнительной аккомодационной деформации.
Образование повышенной плотности дислокаций в новой фазе в результате фазового превращения принято называть фазовым наклепом. Следует также учитывать, что дислокации, находящиеся в старой фазе, могут наследоваться новой фазой.
В случае восстановления зерна увеличение прочностных свойств аустенита из-за роста плотности дислокаций при фазовом превращении было подтверждено экспериментально. Именно фазовый наклеп и является причиной первичной рекристаллизации восстановленной аустенитной структуры, приводящей к измельчению зерна аустенита и появлению мелкокристаллического излома.
Факторы, влияющие на склонность к структурной наследственности. 1. Одним из основных факторов является химический состав стали. Во-первых, от него зависит, какая структура — кристаллографически упорядоченная или неупорядоченная — образуется
225
при проведении предварительных технологических операций (кристаллизация, ковка, сварка и т. д.). Легирование с целью увеличения устойчивости переохлажденного аустенита при температурах диффузионного превращения способствует образованию при охлаждении кристаллографически упорядоченных структур и, как следствие, увеличивает вероятность проявления структурной наследственности при последующем нагреве.
Во-вторых, химический состав стали определяет, в какой мере при нагреве до температур а—у-превращения получают развитие распад мартенсита (бейнита) и остаточного аустенита, сфероидизация и коалесценция карбидов, эволюция дислокационной структуры. Легирование, тормозящее процессы отпуска, приводит к тому, что структурная наследственность начинает проявляться не только при быстром, но и при медленном нагреве. Особенно заметно усиливает склонность к восстановлению зерна аустенита при медленном нагреве кремний, а также карбидообразующие элементы Mo, V, Nb, Ti, даже если они находятся в стали в весьма небольших количествах (0,1...0,2 %). Однако такое действие карбидообразующих элементов проявляется лишь тогда, когда предшествующий нагрев осуществляется до высоких температур, обеспечивающих растворение специальных карбидов (1150...1250 °C). Эти элементы, остающиеся после закалки в твердом растворе, обеспечивают при последующем медленном нагреве выделение специальных высокодисперсных карбидов, эффективно тормозящих процессы полигонизации и рекристаллизации a-фазы. Это способствует сохранению мартенситоподобной структуры феррита до высоких температур, вплоть до начала образова! 1ия аустенита, который зарождается на междуреечных границах а/а, что приводит к восстановлению зерна. При быстром нагреве закаленной стали рекристаллизация и полигонизация a-фазы не успевают происходить и карбидообразующие элементы практически не влияют на склонность к восстановлению зерна.
В-третьих, от химического состава стали зависят температурно-временные условия развития рекристаллизации фазонаклепанного аустенита. В средне- и высоколегированных сталях температурный интервал рекристаллизации находится значительно выше критических точек. Особенно существенно он смещается в сторону более высоких температур при легировании стали Mo, W, V, Nb, Ti. Никель, наоборот, понижает температуру рекристаллизации.
Положение температурного интервала рекристаллизации для легированной доэвтектоидной стали представлено схематически
226
Рис. 9.8. Схема расположения температур начала (2) и конца (7) рекристаллизации аустенита для легированной (а) и углеродистой (6) сталей
на рис. 9.8, а. Если сталь нагреть до температуры то в зависимости от длительности выдержки можно получить различное состояние аустенита. При минимальной выдержке ц происходит восстановление зерна, а при Т2 частично. При выдержке тз рекристаллизационные процессы протекают полностью. Повышение температуры нагрева до t2 приводит к тому, что уже при выдержке Т] формируется полностью рекристаллизованная структура.
Температурный интервал рекристаллизации углеродистых и низколегированных сталей располагается вблизи Лс2 или даже накладывается на межкритический интервал (рис. 9.8, б). В этом случае нагрев до t\ с выдержкой Т] приводит к полной рекристаллизации аустенита. Проявление структурной наследственности в таких сталях можно наблюдать лишь при очень больших скоростях нагрева в сочетании с достаточно быстрым охлаждением, исключающим длительные выдержки в аустенитной области.
Легирование стали изменяет и диапазон скоростей нагрева, при которых проявляется структурная наследственность. Если
227
рассматривать высокоскоростной нагрев, то при легировании уменьшается минимальная скорость, при которой еще будет проявляться структурная наследственность. Так, если для стали 40 она составляет десятки тысяч градусов в секунду, то для стали 40Х — 600 град/с, а для стали 40ХТ — 200 град/с и 40ХГС — 50 град/с. При медленном нагреве, наоборот, легирование может увеличить максимальную скорость, при которой наблюдается структурная наследственность. Например, для стали 40ХГ она равна 0,004 град/с, а для стали 40ХГС — 0,04 град/с, т. е. интервалы скоростей нагрева, при которых проявляется структурная наследственность, сближаются.
Для некоторых высоколегированных сталей (например, 38ХНЗМФ, Р18, 03Н18К9М5Т) структурная наследственность проявляется практически при всех скоростях нагрева. Для них в значительной мере теряет смысл раз1раничение по скорости нагрева.
2.	Вне зависимости от скорости нагрева структурная наследственность наиболее заметно проявляется в стали с крупным первоначальным зерном аустенита. С уменьшением размера зерна склонность к структурной наследственности снижается. Это обусловлено тем, что образование аустенита осуществляется двумя конкурирующими механизмами: сдвиговым (мартенситным) и нормальным (флуктуационным). Всякое отклонение от кристаллографически упорядоченной структуры способствует протеканию нормального превращения. Поэтому около границ зерна, где имеются нарушения в строгой периодичности кристаллической решетки, образование аустенита часто происходит нормальным диффузионным механизмом, в результате чего можно наблюдать возникновение зернограничного эффекта: окаймление крупного восстановленного зергга аустенита очень мелкими произвольно ориентированными зернами (рис. 9.9). При уменьшении размера первоначального зерна аустенита, т. е. при увеличении протяженное™ их границ, развитие зернограничного эффекта может существенно искажать или полностью исключать проявление структурной наследственности.
Крупное первоначальное аустенитное зерно не является необходимым условием для проявления структурной наследственности. Изменяя условия нагрева, можно уменьшить или полностью подавить зернограничный эффект и тогда восстановление аустенитного зерна при нагреве реализуется и при мелком первоначальном зерне.
3.	Склонность к структурной наследственности возрастает, если сталь перед нагревом подвергалась сильному перегреву (1250... 1300 °C). Особенно чувствительна к температуре предвари-
228
Рис. 9.9. Зернограничный эффект при восстановлении зерна аустенита в стали 37ХНЗМФ после закалки от 1300“С в масле и повторно го нагрева до 900°С, *250 (В.Д. Садовский)
тельного перегрева структурная наследственность, проявляющаяся при медленном нагреве. Это обусловлено тем, что от температуры нафева зависит не только размер аустенитного зерна, но и степень растворения карбидов, карбонитридов и других фаз. На проявление структурной наследственности при медленном нагреве оказывают влияние и условия охлаждения оз температуры пере-фева. Замедление охлаждения в аустенитной области может сопровождаться выделением карбидной фазы, а следовательно, изменением состава твердого раствора.
4.	На проявлении структурной наследственности сказывается характер исходной кристаллографически упорядоченной структуры. Имеющиеся данные свидетельствуют, что в условиях быстрого нафева в легированных сталях с бейнитной сфукгурой эффект наследственности реализуется полнее, чем при нагреве мартенсита. По-видимому, это связано с тем, что в структуре, полученной при промежуточном превращении, обычно имеется повышенное количество остаточного аустенита (до 15...40 %). При высоких скоростях нагрева остаточный аустенит может сохраняться до температур а—у-превращения, способствуя проявлению структурной наследственности.
229
5.	При исходной мартенситной (бейнитной) структуре на склонность к структурной наследственности влияет промежуточный отпуск. Если отпуск проводить перед окончательным быстрым нагревом, то он затрудняет или полностью исключает проявление структурной наследственности. Однако такой эффект наблюдается после отпуска при достаточно высоких температурах (не ниже 350...400 °C), обеспечивающих распад мартенсита и остаточного аустенита. Чем выше температура отпуска, тем сильнее он препятствует проявлению структурной наследственности, тем требуется более высокая критическая скорость нагрева, при которой это явление наблюдается.
Объяснить такое влияние предварительного отпуска можно двумя причинами. Во-первых, воздействием на механизм фазового превращения. При быстром нагреве закаленной стали образование аустенита происходит упорядоченным механизмом. Отпуск при достаточно высоких температурах, приводя к появлению крупных карбидов и изменению характера дислокационной структуры, создает предпосылки для реализации нормального (диффузионного) механизма образования аустенита. Во-вторых, отпуск снижает температуру рекристаллизации фазонаклепанного аустенита и в тем большей мере, чем выше температура отпуска. Этот эффект связывают с тем, что аустенит, образующийся при нагреве отпущенной стали, содержит меньшее количество углерода и легирующих элементов, чем аустенит, полученный при нагреве закаленной неотпущенной стали.
Для сталей, склонных к восстановлению зерна при медленном нагреве, предварительный отпуск практически не влияет на механизм образования аустенита. Это понятно, так как при малых скоростях нагрева процессы отпуска мартенситной (бейнитной) структуры успевают произойти в достаточно полном объеме до начала и—у-преврашения вне зависимости от того, проводился отпуск как специальная операция или нет.
6.	Пластическая деформация затрудняет проявление структурной наследственности как при быстром, так и медленном нагревах. Это может быть обусловлено тем, что вносимые ею искажения кристаллической решетки препятствуют кристаллографически упорядоченному процессу образования зародышей аустенита. Кроме того, создаваемая пластической деформацией повышенная плотность дислокаций наследуется при а—у-превращении и, суммируясь с фазовым наклепом, активизирует рекристаллизацию аустенита.
230
Ускорение процессов рекристаллизации при быстром нагреве наблюдается уже после относительно небольших степеней деформации закаленной стали (2...5 %). Чем больше степень пластической деформации, тем ниже температура начала рекристаллизации. Если малоуглеродистую закаленную сталь подвергнуть достаточно интенсивной пластической деформации (20...30 %), то при последующем медленном нагреве развитие рекристаллизации может происходить не только в аустенитной области, но и в межкритическом интервале или даже в а-состоянии.
О точке b Чернова. Д.К. Чернов, исследования которого положили начало науке о термической обработке стали, установил существование при нагреве стали двух критических точек: точки а и точки Ь. При этом он подчеркивал их различный физический смысл. Точку о Д.К. Чернов связывал в современном понимании с фазовым переходом, а точку b — с изменением зеренной структуры, о которой судил по изменению вида излома. В работе, опубликованной в 1868 году, он так определил их значение (Чернов Д.К. Записки Русского технического общества, 1868. С. 339—440): "Значение точки а заключается в следующем: сталь, как бы тверда она ни была, будучи нагрета ниже точки а не принимает закалки, как бы быстро ее ни охлаждали".*
"Значение точки Ь. Сталь, будучи нагрета ниже точки Ь, не изменяет своей структуры — медленно или быстро после того она охлаждается".
Иными словами, для того чтобы получить мелкозернистую структуру, необходимо при термической обработке осуществить нагрев выше некоторой определенной температуры (точки Ь).
Впоследствии, когда появились данные о фазовых превращениях, протекающих в сталях при нагреве и охлаждении, точку b стали отождествлять с температурой, при которой завершается процесс образования аустенита, т. е. с точкой Acj. Однако практика термической обработки свидетельствовала о том, что точка b не всегда совпадала с температурой завершения фазового превращения.
Исследования академика В.Д. Садовского по структурной наследственности позволили объяснить это противоречие. Из его работ следует, что точка b соответствует температуре структурной
* "Как бы тверда она ни была" — речь идет о сталях с различным содержанием углерода.
231
перекристаллизации стали. В зависимости от состава стали, исходной структуры и условий нагрева она может совпадать с точкой Асу, а может лежать и выше этой точки. Когда формирование аустенитной структуры осуществляется нормальным неупорядоченным механизмом, точки b и Acj совпадают. Если процесс образования аустенита протекает в условиях проявления структурной наследственности, то точка b соответствует температуре завершения рекристаллизации фазонаклепанного аустенита.
Устранение структурной наследственности. Устранение крупнозернистой структуры углеродистых сталей, охлаждение которых после кристаллизации, ковки, сварки и т. п. обычно сопровождается полным превращением аустенита в перлитной области температур, осуществляется без затруднений (кроме случая видманштеттовой структуры). Поэтому для надежного исправления последствий перегрева достаточно провести отжиг или нормализацию с нагревом несколько выше точки Лс3 и последующим охлаждением, приводящим к образованию ферритно-карбидной структуры. В легированных сталях возможно образование мартенсита или бейнита (т. е. кристаллографически упорядоченных структур) при обычных условиях охлаждения отливок, поковок, проката и т. д. Получение мелкозернистой структуры в таких сталях затруднено вследствие проявления структурной наследственности. Когда измельчения зерна и исправления вида излома легированной стали нельзя достигнуть дополнительным нагревом непосредственно выше Acj, то тогда температуру нагрева следует повысить для того, чтобы произошла рекристаллизация фазонаклепанного аустенита (обычно до Acj + 100...300 °C). Но формирующееся при таком нагреве зерно может оказаться недостаточно мелким. Для того чтобы осуществить дополнительное измельчение зерна в процессе аустенитизации при окончательной термической обработке, целесообразно иметь исходную ферритно-карбидную структуру. Если во время непрерывного охлаждения после первого нагрева диффузионное превращение не получает существенного развития, то для образования большего количества продуктов распада можно сделать изотермическую выдержку при температуре минимальной устойчивости переохлажденного аустенита.
Надежное дополнительное измельчение зерна аустенита при окончательной термической обработке наблюдается лишь тогда, когда в исходном состоянии содержится не менее 60...80 % ферритно-карбидной структурной составляющей. Но некоторые легиро
232
ванные стали обладают очень высокой устойчивостью переохлажденного аустенита при температурах диффузионного превращения и для достижения такой степени диффузионного распада требуются выдержки во многие десятки часов, что не всегда достижимо на практике. В этом случае сталь при промежуточной обработке охлаждают до температур бейнитного превращения, а затем перед окончательным нагревом ее обязательно подвергают высокому отпуску для максимально возможного затруднения проявления структурной наследственности.
Успех в исправлении перегрева зависит также от правильности выбора скорости нагрева в температурном интервале образования аустенита. Как уже указывалось выше, в сталях, легированных Mo, V, Nb и Ti, при медленном нагреве легко происходит восстановление аустенитного зерна. В этом случае измельчению зерна может способствовать увеличение скорости нагрева.
233
Глава 10
ТЕРМИЧЕСКОЕ И ДЕФОРМАЦИОННОЕ СТАРЕНИЕ
После некоторых технологических операций механические свойства сталей могут претерпевать существенные изменения во время выдержек при комнатной и повышенных температурах. Такое явление принято называть старением. Различают термическое (закалочное) и деформационное старение. Наиболее важным следствием старения являются эффекты упрочнения и охрупчивания. Особенно значительную роль процессы старения играют в формировании свойств малоуглеродистых сталей, в которых основной структурной составляющей является феррит. Поэтому настоящий раздел посвящен в основном рассмотрению закономерностей старения именно этой группы материалов.
Старение чаще всего рассматривают как отрицательное явление, так как оно увеличивает склонность к хрупкому разрушению. Для строительных конструкций, которые в процессе изготовления и монтажа подвергаются пластической деформации и сварке, понижение пластичности и повышение температуры вязкохрупкого перехода в результате старения может явиться причиной преждевременного разрушения при эксплуатации. Развитие старения приводит к ухудшению штампуемости холоднокатаной листовой стали. В то же время в ряде случаев старение можно использовать как упрочняющую обработку.
10.1. ТЕРМИЧЕСКОЕ СТАРЕНИЕ
В углеродистых сталях при температуре эвтектоидного превращения (727 °C) содержание углерода в феррите достигает 0,0218 %. При уменьшении температуры его растворимость снижается в соответствии с линией PQ на диаграмме состояний Fe—С (см. рис. 1.4). Максимальное содержание азота в феррите 0,11 % наблюдается при 590 °C и также резко уменьшается со снижением температуры. Поэтому если во время нагрева при осуществлении технологиче
234
ских операций произошло растворение атомов углерода и азота в феррите низкоуглеродистой стали, то последующее быстрое охлаждение может приводить к образованию пересыщенного а-твер-дого раствора. Подчеркнем, что такой эффект возникает, когда перед быстрым охлаждением нагрев осуществляется как выше Ас\, так и несколько ниже этой точки (720...650 °C).
Во время вылеживания при комнатной температуре атомы углерода и азота, находящиеся в пересыщенном феррите, перемещаются к дефектам кристаллического строения (дислокациям, границам зерен). Около дислокаций, в основном в результате упругого взаимодействия, атомы внедрения образуют атмосферы Коттрелла. Переход атомов внедрения в район дислокаций сопровождается уменьшением энергии искажений кристаллической решетки матрицы и снижением энергии самих дислокаций. Если выдержка производится при повышенных температурах, то получают развитие процессы выделения карбидов, а при достаточно высоком содержании азота в твердом растворе — и нитридов. При температурах до 200 °C происходит в основном образование высокодисперсных частиц метастабильного е-карбида. При более высоких температурах выделяются менее дисперсные частицы цементита. Для карбидных фаз характерно преимущественно гетерогенное зарождение на дислокациях и границах зерен феррита. Но при относительно низких температурах старения их выделение может частично осущест вляться и в матрице, предположительно в местах скопления вакансий.
Образование атмосфер Коттрелла и дисперсных карбидов на дислокациях препятствует движению последних при приложении напряжений и приводит к упрочнению стали. В то же время блокировка дислокаций увеличивает вероятность возникновения и развития хрупких трещин, так как уменьшается возможность релаксации напряжений при нагружении. Поэтому старение одновременно с ростом прочностных характеристик приводит к снижению пластичности и ударной вязкости.
Изменение механических свойств при распаде пересыщенного атомами внедрения a-твердого раствора, созданного ускоренным охлаждением с повышенных температур, называется термическим, или закалочным старением. Интенсивность развития старения определяется его температурой. В процессе вылеживания при ком-I гатной температуре (естественное старение) изменение механических свойств начинается после некоторого инкубационного периода. С увеличением длительности выдержки происходит постепенный
235
700
зоо
Рис. 10.1. Изменение механических свойств во время вылеживания при комнатной температуре стали с 0,035 %С, подвергнутой ускоренному охлаждению с 710°С (Мюллер)
рост твердости, пределов текучести и прочности, пока они не достигнут определенных предельных значений (рис. 10.1). Дальнейшее вылеживание практически не влияет на уровень прочности. Старение изменяет вид кривой деформация — напряжение, получаемой при ис-
пытаниях на растяжение. Если непосредственно после быстрого охлаждения от температур несколько ниже точки Ас\ эта кривая не имеет ярко выраженной площадки текучести, то старение приводит к ее появлению. В процессе растяжения состаренной стали на поверхности образцов появляются полосы Чернова—Людерса.
При повышении температуры старения (искусственное старение)
распад пересыщенного a-твердого раствора ускоряется, что сопровождается более быстрым изменением механических свойств (рис. 10.2). При 50... 100 °C максимальная прочность низкоуглеродистых сталей достигается в течение нескольких часов, в то время как при комнатной температуре для этого необходимо вылеживание в течение нескольких суток. При более высоких температурах старения, когда начинается коалесценция карбидов, уровень дос
тигаемого упрочнения уменьшается и уже при относительно кратковременных выдержках наблюдается снижение прочностных характеристик (перестаривание).
Следует подчеркнуть, что интенсивное термическое старение может наблюдаться лишь в низкоуглеродистых сталях. В сталях
с повышенным содержанием углерода, в структуре которых после диффузионного превращения переохлажденного аустенита присутствует значи-
Рис. 10.2. Изменение твердости при старении стали с 0,07 %С, подвергнутой охлаждению в воде с 680°С (Э. Гудремон)
236
L_
тельное количество карбидной фазы, процессы термического старения не получают заметного развития. Если в результате ускоренного охлаждения в феррите этих сталей возникнет повышенная концентрация атомов углерода и азота, то они будут присоединяться к уже имеющимся карбидным частицам, тем самым затрудняя формирование атмосфер Коттрелла и, тем более, самостоятельное выделение карбидов.
10.2. ДЕФОРМАЦИОННОЕ СТАРЕНИЕ
Изменение механических свойств сталей во времени может происходить и после холодной пластической деформации. Такое явление называют статическим деформационным старением, или просто деформационным старением.
Деформационное старение протекает в том случае, когда пластической деформацией введено определенное количество "свежих" дислокаций, а в твердом растворе содержится повышенная концентрация атомов углерода и азота, которые могут эффективно взаимодействовать с этими дислокациями. Развитие деформационного старения наблюдается при суммарной концентрации углерода и азота, превышающей 10-4 % (по массе). Азот в большей степени способствует деформационному старению, чем углерод, что обусловлено более высокой растворимостью азота в феррите и большей энергией связи его атомов с дислокациями.
Деформационное старение, как и термическое, вызывает резкое уменьшение подвижности дислокаций. В зависимости от температуры и длительности выдержки деформированной стали закрепление дислокаций может быть обусловлено как образованием атмосфер Коттрелла, так и выделением высокодисперсных частиц карбидов и нитридов. Плотность дислокаций в процессе деформационного старения либо практически не меняется, либо незначительно уменьшается вследствие их частичной аннигиляции.
При деформационном старении может наблюдаться значительное увеличение прочностных характеристик, а также снижение пластичности и ударной вязкости малоуглеродистых сталей. В случае испытаний на растяжение непосредственно после пластической деформации площадки текучести обычно не наблюдается; она появляется лишь в состаренном состоянии. Величина предела текучести и длина площадки текучести наиболее чувствительны к деформационному старению.
237
час сут нед мес год Продолжительность вылеживания
Рис. 10.3. Изменение механических свойств во время вылеживания при комнатной температуре малоуглеродистой стали, подвергнутой деформации на 1,2 %
Механические свойства холод-нодеформированной стали существенно изменяются во время вылеживания при комнатной температуре (рис. 10.3). Повышение температуры старения вплоть до 250...300 °C приводит к более значительному росту прочностных свойств при большем снижении пластичности и ударной вязкости.
Развитие деформационного старения сопровождается повышением температуры вязкохрупкого пере
хода низкоуглеродистой стали. Об изменении этой характеристики можно судить по смещению сериальных кривых ударной вязкости. Из рис. 10.4 видно, что некоторое повышение температуры вяз-
кохрупкого перехода происходит уже непосредственно после пластической деформации. Более значительный ее рост вызывает последующее длительное вылеживание при комнатной температуре и еще в большей мере — кратковременный нагрев до 250 °C.
Старение после холодной деформации имеет следующие отличия от термического старения. Во-первых, оно протекает быстрее. Это связано с тем, что в холодиодеформированной стали существует высокая плотность дислокаций, что обусловливает более короткие пути перемещения к ним атомов углерода и азота. Во-вторых, в случае деформационного старения при повышенных температурах коалесценция образовавшихся выделений оказывается затрудненной, в результате чего стадия перестаривания выражена слабее, чем при термическом старении.
При оценке склонности низкоуглеродистых сталей к деформационному старению следует учитывать их назначение. В случае
определения чувствительности к старению холоднокатаного листа целесообразно знать величину предела текучести и длину площад
ки текучести, так как эти характеристики хорошо коррелируют со способностью стали к глубокой вытяжке при штамповке. Если
238
Рис. 10.4. Влияние деформационного старения на положение сериальных кривых ударной вязкости низкоуглеродистой стали:
/ — исходное состояние; 2 — холодная деформация растяжением на 10 %; 3 — выдержка после деформации в течение месяца при 20"С; 4 — выдержка после деформации в течение 1 часа при 250"С
1
сталь используется для строительных конструкций, особенно сварных, то важно иметь информацию о влиянии старения на ударную вязкость и температуру вязкохрупкого перехода. Существует стандартная методика оценки склонности сталей к деформационному старению, согласно которой сравнивают температуры вязкохрупкого перехода в исходном состоянии и после обработки, включающей холодную деформацию растяжением или сжатием на 10 % и часовое старение при 250 °C.
После некоторых технологических операций может происходить одновременное протекание термического и деформационного старения малоуглеродистых сталей. Этому способствует повышенное содержание в стали примесей внедрения.
Уменьшить склонность малоуглеродистых сталей к термическому и деформационному старению можно, снижая концентрацию атомов углерода и азота в феррите. Для этого охлаждение с высоких температур осуществляют с малой скоростью, обеспечивающей выделение относительно крупных частиц цементита. С такой же целью при охлаждении проводят кратковременные изотермические выдержки при 300...400 °C. Если охлаждение до комнатной температуры происходило ускоренно, то для уменьшения чувствительности к старению можно использовать дополнительный нагрев до 250...400 °C, также приводящий к выделению крупных цементитных частиц.
Развитию процессов старения препятствует введение в сталь элементов, связывающих атомы углерода и азота в устойчивые соединения. К ним относятся карбиде- и нитридообразующие элементы Cr, V, Nb, Ti (расположены в порядке увеличения эффективности). Существенно уменьшает склонность к деформационному старению алюминий, образующий с азотом труднорастворимые нитриды.
239
Рис. 10.5. Зависимость механических свойств стали с 0,11 %С от температуры испытания
Если пластическую деформацию низкоуглеродистых сталей осуществлять при повышенных температурах, то процессы старения могут развиваться непосредственно во время деформирования. Такое старение называют динамическим деформационным старением. Известно, что с повышением температуры происходит постепенное снижение прочностных свойств металлов. Для низколегированных сталей в температурной
области развития динамического деформационного старения наблюдается аномальный рост пределов текучести и прочности, чему соответствует уменьшение пластичности (рис. 10.5). Такой характер изменения свойств сохраняется и в том случае, когда испытания проводятся при комнатной температуре уже после деформирования при повышенных температурах. Динамическое деформационное старение обычно приводит к получению более высоких значений пределов текучести и прочности, чем холодная деформация, осуществляемая с той же степенью обжатия, или старение при нагреве после холодной деформации.
Причина упрочнения и охрупчивания при динамическом деформационном старении заключается во взаимодействии атомов углерода и азота непосредственно во время деформирования с возникающими дислокациями и блокировке последних. При достаточ
но высоких температурах нагружения может также происходить образование высокодисперсных карбидов и нитридов. В условиях, когда имеет место блокировка возникающих дислокаций, дальнейшее развитие пластической деформации осуществляется в основном за счет генерации свежих дислокаций. Поэтому в процессе динамического деформационного старения наблюдается значительное увеличение плотности дислокаций.
Положение температурного интервала интенсивного развития динамического деформационного старения в существенной мере зависит от скорости нагружения. При скоростях деформирования
240
порядка 10~3...10-4 с-1, которые близки к скорости деформации при стандартных испытаниях на растяжение, наиболее сильное изменение свойств низкоуглеродистых сталей происходит при 200...300 °C*. При этих температурах на поверхности металла возникает окисная пленка синего цвета (цвета побежалости). Так как в этом случае сталь становится хрупкой, то такой эффект получил название синеломкости.
Температурный интервал динамического деформационного старения смещается в сторону более высоких температур при увеличении скорости нагружения. Этот эффект обусловлен тем, что постоянное динамическое взаимодействие между генерируемыми деформацией дислокациями и атомами примесей реализуется лишь тогда, когда скорость движения дислокаций соизмерима со скоростью диффузии атомов внедрения. При увеличении скорости деформации скорость движения дислокаций возрастает. Чтобы сохранить возможность динамического деформационного старения, необходимо увеличить скорость диффузии атомов внедрения, что может быть достигнуто лишь при повышении температуры деформирования. Эти рассуждения объясняют тот факт, почему при испытаниях на ударный изгиб, когда скорость деформации составляет 102 с-1, динамическое деформационное старение, проявляющееся в резком снижении ударной вязкости, наблюдается при значительно более высоких температурах, чем при стандартных испытаниях на растяжение (500...550 °C по сравнению с 200...300 °C).
Динамическому деформационному старению подвержены не только низкоуглеродистые стали, но и стали с повышенным содержанием углерода. При увеличении содержания углерода от 0,1 до 0,8 % интервал температур интенсивного развития динамического деформационного старения незначительно повышается. Большинство легирующих элементов не оказывает существе иного влияния на склонность к такому старению. Но такие сильные карбидообразующие элементы как ванадий, ниобий и титан резко ослабляют эффект динамического деформационного старения.
*3десь указана истинная скорость деформации е = !// dl/di, с *, где / — длина образца, т — время деформирования.
241
Глава 11
ОТЖИГ ПЕРВОГО РОДА
Целью отжига первого рода является устранение отклонений от равновесного состояния, возникающих при различных технологических операциях: литье, обработке давлением, сварке, механической обработке. При этом не используются фазовые превращения, хотя они могут протекать в процессе осуществления обработки. Отжиг заключается в нагреве до определенной температуры, выдержке и последующем, обычно медленном, охлаждении.
11.1	ДИФФУЗИОННЫЙ отжиг
Диффузионный (гомогенизационный) отжиг осуществляется с целью устранения или уменьшения последствий дендритной ликвации. Дендритная, или внутрикристаллическая ликвация, возникает при ускоренном охлаждении сплавов в условиях недостатка времени для диффузионного выравнивания химического состава между участками формирующихся кристаллов, возникшими в начальный и последующие периоды кристаллизации. В сталях наблюдается ликвация углерода, примесей и легирующих элементов. Информацию о ликвирующей способности элементов дают диаграммы состояний, а именно взаиморасположение линий ликвидуса и солидуса. Чем больше расстояние между этими линиями, тем выше способность элемента к ликвации. О склонности элемента к ликвации можно также судить по величине коэффициента распределения к, равного отношению концентраций этого элемента в твердой и жидкой фазах в условиях равновесия. Степень ликвации повышается с увеличением разности (1 — к).
Как видно из таблицы 11.1, в стали в наибольшей мере ликвируют сера, углерод и фосфор. Но при кристаллизации в реальных условиях на степень развития ликвации влияют и другие факторы. Так она зависит от диффузионной подвижности атомов ликвирующего элемента. Например, судя по величине (1 — к), ли-
242
Коэффициенты распределения элементов в стали
Таблица 111
Элемент	1 - к	
	в 8-Fe	в y-Fe
Сера	0,98	0,98
Углерод	0,87	0,64
Фосфор	0,87	0,64
Кремний	0,34	0.50
Марганец	0,16	0,05
Хром	0,03	0,03
квирующая способность хрома невелика, а химическая неоднородность по хрому в литой стали может быть значительной вследствие невысокой скорости диффузии этого элемента.
На степень развития ликвации влияет и скорость охлаждения при кристаллизации. В общем случае увеличение скорости охлаждения приводит сначала к увеличению дендритной ликвации. Но, начиная с некоторой скорости охлаждения, когда становится возможным развитие кристаллизации бездиффузионным путем, степень проявления дендритной ликвации должна уменьшаться.
Дендритная ликвация может приводить к глубоким изменениям структуры и фазового состава стали. При кристаллизации в равновесных условиях состав твердой фазы в любой момент одинаков по всему объему. Во время ускоренного охлаждения не успевает происходить выравнивания химического состава внешних и внутренних объемов дендритов, поэтому твердая фаза в среднем оказывается обедненной, а жидкая — обогащенной легирующими элементами и примесями по сравнению с кристаллизацией в равновесных условиях. В результате этого при определенной для каждой системы степени отклонения состава кристаллизующейся и жидкой фаз от равновесных значений становится возможным образование новых фаз, не возникающих в равновесных условиях. В заэвтектоидных сталях, например 9X2, ХВГ и других, возможно появление ледебуритной эвтектики в приграничных объемах зерен. Вследствие этого распределение карбидной фазы становится неоднородным, возникает карбидная ликвация.
243
Дендритная ликвация приводит к понижению пластичности, ударной вязкости, а иногда и прочностных свойств литой стали. Особенно значительное снижение пластичности и ударной вязкости наблюдается в тех случаях, когда в результате дендритной ликвации появляются хрупкие фазы.
При горячей обработке давлением, например прокатке, оси дендритов исходного слитка ориентируются вдоль направления деформации, в результате чего формируется полосчатая волокнистая структура. Горячекатаные стали наследуют химическую неоднородность литого состояния. При крупном зерне и резко выраженной дендритной ликвации возможно формирование при прокатке строчечной структуры. В доэвтектоидных сталях она представлена в виде чередующихся полос (строчек) феррита и перлита, а в заэвтектоидных — перлита и карбидов. Обычно ферритная полосчатость наиболее ярко выражена в случае строчечного расположения неметаллических включений в горячекатаной стали. Обогащение матрицы кремнием (вблизи силикатных включений) или обеднение марганцем (вблизи его сульфидов) создает благоприятные условия для образования полос феррита. Прокатка сталей с карбидной ликвацией формирует карбидную полосчатость.
Наличие волокнистой структуры, а также строчечное расположение различных фаз приводит к появлению анизотропии механических свойств горячекатаных и кованых сталей. Анизотропия может наблюдаться для пределов текучести и прочности, для предела циклической прочности, относительного удлинения и относительного сужения, ударной вязкости. Особенно отчетливо анизотропность проявляется при оценке относительного сужения и ударной вязкости. При сильно выраженной химической и структурной неоднородности может наблюдаться специфический вид разрушения горячекатаной стали вдоль направления прокатки. Поверхность разрушения имеет слоистое строение. Такой излом получил название шиферного.
Нагрев при диффузионном отжиге должен быть настолько высоким, чтобы обеспечить интенсивное протекание диффузионных процессов. В то же время температура гомогенизации должна быть ниже температуры плавления наиболее легкоплавких участков в межосных объемах дендритов. Чаще всего температура диффузионного отжига выбирается в интервале 1100...1200 °C. Длительность выдержки зависит от химического состава стали., степени дендритной ликвации и других факторов и может достигать 10... 15 часов. Следует учитывать, что диффузия протекает особенно интенсивно
244
в начале выдержки, когда градиент концентраций наибольший. В процессе выдержки он непрерывно уменьшается и скорость диффузии снижается. Поэтому увеличение времени выдержки сверх некоторого предела нерационально. Скорость нагрева при диффузионном отжиге обычно не регламентируется. После выдержки проводят медленное охлаждение, чаще всего с печью.
При анализе процессов, протекающих во время диффузионного отжига, следует учитывать, что в сложнолегированных сталях при неравномерном распределении легирующих элементов сохраняется неравномерное распределение углерода. Это связано с тем, что в равновесии по углероду находятся участки не с одинаковой концентрацией, а с одинаковой термодинамической активностью. Диффузионная подвижность легирующих элементов определяет скорость выравнивания состава стали по углероду.
Диффузионному отжигу подвергают отливки, слитки и иногда поковки из легированных сталей. Как самостоятельная операция термической обработки, диффузионный отжиг используется в основном для крупных литых изделий. Выравнивание химического состава приводит к улучшению комплекса механических свойств.
Применение диффузионного отжига позволяет для литой стали решить еще одну проблему. После окончания кристаллизации при замедленном охлаждении в области высоких температур формируется крупное зерно аустенита, получившее название грануляционного. Эти зерна по размерам не совпадают с дендритами и ориентированы по отношению к ним произвольно. Границы грануляционного зерна могут пересекать дендриты, объединять несколько дендритов. Причины возникновения грануляционной структуры до конца не ясны. Предполагается, что ее образование связано с развитием рекристаллизационных процессов, что обусловлено повышенным количеством дефектов кристаллического строения, возникающих в процессе затвердевания металла, а также релаксации усадочных напряжений. В сталях, в которых протекает перитектическая реакция, основной причиной образования грануляционной структуры является превращение 8-фсррита в аустенит.
Во время охлаждения в аустенитной области по границам грануляционного зерна выделяются примесные фазы в форме глобулярных частиц или пленок, имеющие ограниченную растворимость в аустените (сульфиды, нитриды и т. д.). При динамическом нагружении разрушение литой стали происходит по границам грануляционного зерна, ослабленным выделениями, и возникает типичный камневидный излом (см. раздел 9.1). Диффузионный от
245
жиг, приводя к коалесценции примесных фаз, может полностью или частично устранить образование камневидного излома.
Диффузионный отжиг слитков удобно совмещать с нагревом под прокатку или ковку. В случае проведения диффузионного отжига улучшается деформируемость стали при горячей обработке давлением. Предварительный отжиг уменьшает структурную полосчатость и анизотропию механических свойств прокатанной стали. Для среднелегированных заэвтектоидных сталей, у которых в результате неравновесной кристаллизации образовались участки ледебуритной эвтектики, диффузионный отжиг заметно уменьшает карбидную неоднородность.
Для интенсификации процесса гомогенизации слитков используют ступенчатую высокотемпературную обработку (СВТО). Ее сущность заключается в следующем. Во время первоначальной выдержки в результате выравнивания химического состава повышается температура плавления наиболее легкоплавких межосных участков дендритов и температуру отжига можно повысить. При СВТО осуществляют ступенчатый нагрев с интервалами 20...40 °C и выдержками длительностью несколько часов от 1120...1200 до 1230... 1280 °C. СВТО чаще всего подвергают высокоуглеродистые легированные стали, что позволяет повысить их технологическую пластичность и снизить карбидную неоднородность в деформированном состоянии.
Гомогенизация деформированной структуры эффективней, чем литой. Поэтому в ряде случаев может оказаться полезным в процессе осуществления горячей обработки давлением проведение диффузионного отжига деформированной заготовки перед последним переделом. Необходимо заметить, что слитки из углеродистых нелегированных сталей специально диффузионному отжигу не подвергают. Для устранения дендритной ликвации по углероду достаточен обычный нагрев под горячую деформацию, так как углерод обладает высокой диффузионной подвижностью в нелегированном аустените.
Диффузионный отжиг сопровождается такими нежелательными явлениями, как сильное окисление металла и рост зерна аустенита. Для того чтобы уменьшить окисление, целесообразно отжиг проводить в печах с защитной атмосферой. Если сталь используется в литом состоянии и не подвергается в дальнейшем пластической деформации, то для измельчения зерна необходимо проводить дополнительный отжиг второго рода.
246
11.2.	РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИОННЫЙ ОТЖИГ
Под рекристаллизационным отжигом понимают нагрев металла для устранения наклепа, созданного холодной пластической деформацией. Нагрев осуществляют выше температурного порога рекристаллизации с последующей выдержкой, которая в зависимости от цели отжига может обеспечить не только завершение первичной рекристаллизации, но и определенное развитие со-бирательной рекристаллизации.
Рекристаллизационный отжиг может использоваться перед холодной обработкой давлением как подготовительная операция, обеспечивающая нужные пластичность, структуру и текстуру. Он проводится между операциями холодного деформирования для снятия наклепа. В ряде случаев рекристаллизационный отжиг является окончательной термической обработкой, при которой формируется необходимый комплекс свойств.
Положение температурного порога рекристаллизации железа сильно зависит от его чистоты. После большой пластической деформации при комнатной температуре очень чистое карбонильное железо рекристаллизуется при 350 °C; железо, полученное вакуумным переплавом, — при 450 °C, а техническое железо — при 500 °C.
Большинство легирующих элементов тормозит рекристаллизацию деформированного железа, приводя к смещению температурного интервала развития рекристаллизации в сторону более высоких температур. При этом температура конца рекристаллизации обычно повышается в большей мере, чем температура начала рекристаллизации . Интенсивность влияния легирования на кинетику рекристаллизации зависит от условий проведения пластической деформации и может ослабляться с увеличением степени пластической деформации.
В случае нагрева после больших пластических деформаций, по данным Р.И. Энтина, наиболее сильное тормозящее воздействие на развитие рекристаллизации железа оказывают в порядке возрастания Сг-> Со -> Mo -> W. Например, при нагреве технически чистого железа, содержащего 0,03 % С и подвергнутого холодной прокатке с обжатием 60 %, равнялась 520 °C, а для сплавов Fe + 2 % Сг; Fe + 2 % Mo; Fe + 1,5 % W — 630, 650 и 655 °C соответственно. Марганец слабее замедляет кинетику рекристаллизации железа. По одним данным никель практически не препятствует рекристал
247
лизации железа, по другим при малых количествах он повышает /р , а при больших, наоборот, ее снижает.
Характер влияния примесей и легирующих элементов в области малых и больших концентраций на положение температурного порога рекристаллизации может определяться преимущественным действием различных факторов. Считается, что при очень малых добавках примесей существенную роль играет взаимодействие атомов с дислокациями. Атомы примесей могут ощутимо уменьшать упругую энергию дислокаций и их подвижность и тем самым приводить к затруднению формирования центров рекристаллизации. Поэтому введение небольших добавок обычно вызывает резкое повышение температурного порога рекристаллизации. В области достаточно больших концентраций легирующих элементов основное влияние на положение оказывает изменение ими прочности межатомных связей и диффузионной подвижности. От вида легирования зависит и величина зернограничной энергии. Если увеличение прочности межатомных связей и уменьшение диффузионной подвижности при легировании приводит к повышению /р' , то увеличение зернограничной энергии должно влиять в противоположном направлении. Действие последнего фактора может являться причиной того, что при увеличении содержания легирующего элемента рост /р сменяется ее снижением.
Под действием легирования изменяются и другие характеристики, существенно важные для скорости рекристаллизации, например, дислокационная структура, возникающая при холодной деформации (характер распределения и концентрация дислокаций, дефектов упаковки, вакансий), подвижность дислокаций при нагреве и т. д.
В гетерогенных сплавах характер развития процессов рекристаллизации зависит от объемной доли, дисперсности и морфологии твердых частиц второй фазы. В сплавах с крупными частицами и большими расстояниями между ними рекристаллизация происходит быстрее, чем при отсутствии частиц. Крупные нскогерентные частицы служат барьерами, около которых в процессе деформации возникают скопления дислокаций, что облегчает образование зародышей рекристаллизации и снижает температуру ее начала. Если частицы второй фазы дисперсны и расстояния между ними малы, то они способствуют однородному распределению дислокаций при деформации, что тормозит зарождение центров рекристал
248
лизации. Кроме того, они затрудняют перераспределение дислокаций и миграцию границ при нагреве. В результате наблюдается повышение .
Эти закономерности в основном справедливы и для углеродистых сталей. Так, Э. Хорнбоген при исследовании рекристаллизации холоднодеформированной доэвтектоидной стали наиболее низкую наблюдал при исходной ферритно-перлитной структуре с грубыми карбидами. При мелких карбидах, образовавшихся в результате закалки на мартенсит и высокого отпуска, т“ была значительно выше.
Данные о влиянии содержания углерода на склонность стали к рекристаллизации противоречивы. По-видимому, этот вопрос нельзя рассматривать без учета дисперсности карбидной фазы. По крайней мере, при крупных карбидах увеличение содержания углерода в стали приводит к снижению . В то же время в высокоуглеродистых сталях, где имеется большое количество карбидных частиц, рост рекристаллизованных зерен оказывается затрудненным.
Следует отметить, что в разных структурных составляющих рекристаллизация феррита может протекать с существенно различной скоростью. Так в доэвтектоидной стали с исходной ферритноперлитной структурой рекристаллизация после умеренной пластической деформации начинается в избыточном феррите преимущественно около границ перлитных колоний. При этом она протекает при температурах, более низких, чем в случае безуглсродистого железа, деформированного на ту же степень, что и сталь. В колониях пластинчатого перлита температура начала рекристаллизации ферритной составляющей значительно выше, чем для избыточного феррита.
Необходимо учитывать, что при нагреве холоднодсформиро-ванных сталей происходит не только рекристаллизация феррита, но могут изменяться морфология и дисперсность карбидной фазы. Если сталь имела в исходной структуре пластинчатый перлит, то при проведении отжига не исключено интенсивное развитие сфероидизации и коалесценции карбидов. Как уже указывалось в разделе 3.1, эти процессы значительно ускоряются под действием предварительной деформации. В результате рекристаллизационный отжиг может привести к формированию структуры с зернистым цементитом.
Чаще всего рекристаллизационный отжиг холоднодсформиро-ванных углеродистых и легированных сталей осуществляется ниже
249
Рис. 11.1. Диаграмма рекристаллизации холоднокатаной низкоуглеродистой стали 08
критической точки Act при температурах 600...720 °C. Значительно реже нагрев производится в межкритическом интервале Act—Ас3.*
При выборе режима рекристаллизационного отжига для
оценки размеров образующихся зерен можно использовать диаграммы рекристаллизации (рис. 11.1), которые иллюстрируют зависимость размера зерна от степени предварительной деформации и температуры отжига при определенной длительности выдержки. Но при применении диаграмм рекристаллизации следует учитывать условия, при которых они были построены (вид деформации, скорость нагрева при отжиге, исходный размер зерна и т. д.).
Рекристаллизационный отжиг широко применяется на металлургических заводах при производстве листов, лент, труб, прутков и проволоки с использованием методов холодной обработки давлением. В качестве примера рассмотрим режимы рекристаллизационного отжига калиброванных прутков из конструкционных и инструментальных сталей. При их проиводстве подкат со структурой зернистого перлита подвергается холодному волочению со сравнительно небольшими обжатиями. Затем следует отжиг, ос новной целью которого является снижение твердости. Если для его проведения используют печной нагрев, то температура нагрева обычно составляет 700...720 °C. При таком нагреве рекристаллизация феррита существенно не сказывается на характере структуры зернистого перлита. Некоторое развитие коалесценции карбидов может лишь улучшить обрабатываемость стали резанием и давлением. Рекристаллизационный отжиг калиброванных прутков осуществляют также в индукционных установках. Так как при скоростном нагреве температурный интервал рекристаллизации смещается в сторону более высоких температур, то температура от жига выбирается выше обычной. Для широкого круга примсняе-
*Стали, прошедшие холодную деформацию с небольшими обжатиями (до 15...20 %), могут подвергаться отжигу второго рода, сопровождающемуся фазовой перекристалл иза цией.
250
мых конструкционных и инструментальных сталей она составляет 760...780 °C. Температурно-временные параметры отжига в каждом конкретном случае уточняются опытным путем, так как скорость рекристаллизации зависит от химического состава стали и степени обжатия при калибровке.
Для изготовления холоднокатаного листа, предназначенного для холодной штамповки, используют малоуглеродистые стали. В автомобилестроении широко применяется тонкий холоднокатаный лист из кипящей стали 08кп. Рекристаллизационный отжиг такого листа проводят после холодной прокатки, осуществляемой с большими обжатиями. После отжига листы должны обладать высокой пластичностью, чтобы не разрушаться при глубокой вытяжке, а также сохранять при проведении штамповки бездефектную поверхность.
Рекристаллизационный отжиг листа должен обеспечить формирование определенного размера ферритного зерна (6...8 балла). Сталь со слишком мелким зерном феррита характеризуется повышенным пределом текучести, что затрудняет проведение штамповки. При наличии крупного зерна на поверхности листа при штамповке возникает шероховатость, получившая название апельсиновой корки. Это связано с тем, что соседние крупные зерна, выходящие на свободную поверхность листа, из-за различия в ориентации деформируются по-разному.
На кривой растяжения для малоуглеродистой отожженной стали 08кп характерно наличие зуба и площадки текучести. Неоднородность деформации на площадке текучести вызывает появление при штамповке полос Чернова—Людерса, что ухудшает качество поверхности изделия. Чтобы избежать этого нежелательного эффекта, лист после рекристаллизационного отжига подвергают дрессировке, которая представляет собой дополнительную прокатку с небольшим обжатием (до 2 %). Такая деформация устраняет площадку текучести, а следовательно, и возможность образования полос Чернова—Людерса. Однако после дрессировки сталь 08кп склонна к деформационному старению. Этот процесс может получить развитие во время длительного вылеживания (транспортировка, складирование) перед окончательной штамповкой. Деформационное старение не только вызывает уменьшение способности стали к глубокой вытяжке, но и приводит к возврату площадки текучести и образованию полос Чернова—Людерса, портящих поверхность. Поэтому при проведении рекристаллизационного отжига необходимо получить не только нужный размер ферритно
251
го зерна, но и по возможности уменьшить склонность листа к деформационному старению.*
Режим рекристаллизационного отжига зависит от того, обрабатывается холоднокатаный лист в рулонах в печах периодического действия или в развернутом виде в печах непрерывного действия. Отжиг листов в камерных печах проводится при 640...710 °C. Нагрев выше точки Ас\ в межкритический интервал не применяется, так как в листе возникает разнозернистость, вызванная частичной перекристаллизацией. Разнозернистость ухудшает способность стали к глубокой вытяжке при штамповке. Кроме того, при охлаждении из межкритического интервала при диффузионном распаде переохлажденного аустенита может образовываться структурно-свободный цементит, что также отрицательно влияет на способность стали к глубокой вытяжке.
Нагрев рулонов при отжиге осуществляется со скоростью 10...50 град/час с последующей выдержкой, которая в зависимости от размера садки и типа печи может колебаться в широких пределах (от 4 до 20 ч). После окончания выдержки следует медленное охлаждение со скоростью 5... 15 град/час до температур порядка 100...150 °C. В процессе медленного нагрева и выдержки происходит не только рекристаллизация феррита, но и сфероидизация и коалесценция карбидной фазы, что положительно сказывается на пластичности стали. Во время выдержки за счет частичного растворения карбидов, карбонитридов и нитридов повышается содержание углерода и азота в феррите. Но при последующем медленном охлаждении элементы внедрения успевают достаточно полно выделиться из a-твердого раствора, присоединяясь к уже имеющимся карбидным частицам, в результате чего склонность к деформационному старению уменьшается.
Непрерывный отжиг листа в развернутом виде характеризуется высокими скоростями нагрева и охлаждения. Нагрев осуществляется до 700...720 °C с выдержками, не превышающими несколько десятков секунд. При таком режиме обработки формируется мелкозернистая структура феррита, что вызывает определенное повышение прочности и уменьшение способности к вытяжке.
Ускоренное охлаждение при непрерывном отжиге способствует пересыщению a-твердого раствора элементами внедрения, что
’Одним ИЗ Путей уменьшения склонности к деформационному старению является раскисление малоуглеродистой стали при выплавке алюминием.
252
может вызвать после дрессировки интенсивное развитие деформационного старения. Чтобы уменьшить этот отрицательный эффект, снижают по возможности скорость охлаждения в интервале 720...480 °C. С этой же целью в процессе охлаждения осуществляют изотермическую выдержку при 350...450 °C, обеспечивающую выделение растворенного углерода в виде карбидов с последующей их коалесценцией. Для уменьшения склонности к деформационному старению может быть использован и другой режим обработки, при котором после ускоренного охлаждения листа до комнатной температуры проводят дополнительный перестариваю-щий нагрев до 300...400 °C.
11.3.	ОТЖИГ ДЛЯ УМЕНЬШЕНИЯ ВНУТРЕННИХ НАПРЯЖЕНИЙ
Под внутренними напряжениями понимают напряжения, уравновешивающиеся в объеме тела при отсутствии внешних нагрузок.* Их появление может быть связано с осуществлением различных технических операций (литья, сварки, обработки давлением, термической обработки и т. д.). Нагрев и охлаждение металла, фазовые превращения в твердом состоянии сопровождаются изменением удельного объема сталей. Так как в процессе технологических операций обычно возникает градиент температур по сечению изделия, то изменения удельного объема в различных участках изделия происходит неодновременно и в неодинаковой степени, что и приводит к появлению внутренних напряжений. Другой причиной возникновения внутренних напряжений является неодинаковая пластическая деформация в различных объемах изделия, что, например, наблюдается при обработке давлением.
Внутренние напряжения в большей или меньшей мере сохраняются после окончания технологических операций. В этом случае они называются остаточными напряжениями. Эти напряжения не могут быть выше предела текучести. Определение величины остаточных напряжений, их знака и распределения по объему изделия нередко сопряжено с большими трудностями. Всегда есть опасность, что остаточные напряжения будут складываться с внешними рабочими напряжениями. Большие суммарные напряжения могут вызвать нежелательные изменения формы
*Различают макронапряжения (зональные напряжения, напряжения I рода), которые уравновешиваются в объеме всего изделия, и микропапряжения (напряжения II рода), уравновешивающиеся в пределах отдельных кристаллов (зерен) или их частей. В настоящем разделе рассматриваются только макронапряжения.
253
(коробление) и размеров изделий. Если остаточные напряжения велики, то возможно разрушение изделия при незначительных внешних нагрузках. Особенно способствуют образованию и развитию трещин растягивающие напряжения.
В процессе обработки и эксплуатации изделий равновесие остаточных напряжений может нарушаться, что часто является причиной изменения формы и размера изделий. Например, такой эффект нередко наблюдается при обработке резанием, когда характер распределения остаточных напряжений изменяется в результате снятия поверхностных слоев металла. Релаксация остаточных напряжений в той или иной мере происходит и при хранении изделий. Если в разных участках изделия этот процесс развивается с различной скоростью, это приводит к перераспределению остаточных напряжений, что также может явиться причиной изменения формы и размеров изделий.
Остаточные напряжения влияют не только на механические, но и па физические и химические свойства изделий.* Остаточные напряжения пропорциональны модулю упругости и величине упругой деформации. Эти напряжения уменьшаются в тех случаях, когда они вызывают пластическую деформацию в микрообъемах. С повышением температуры модуль упругости, а следовательно, и остаточные напряжения снижаются менее интенсивно, чем предел текучести. При определенном нагреве, когда предел текучести становится ниже остаточных напряжений, оказывается возможным развитие пластической деформации, в результате чего остаточные напряжения уменьшаются до значений предела текучести при данной температуре.
Во время выдержек при повышенных температурах релаксация остаточных напряжений за счет генерирования и скольжения дислокаций идет сравнительно быстро. В дальнейшем снижение остаточных напряжений может происходить путем развития ползучести. Этот процесс протекает относительно медленно, так как контролируется термически активируемым перераспределением дислокаций. Если предел текучести превышает уровень остаточных напряжений, то уменьшение последних возможно только
*В ряде случаев остаточные напряжения могут быть полезными. Например, сжимающие напряжения в поверхностных слоях изделия повышают усталостную прочность при изгибе, кручении с изгибом. Поверхностное упрочнение многих стальных изделий (зубчатых колес, валов и др.) путем закалки с индукционным нагревом, химико-термической обработки или наклепа стараются провести так, чтобы одновременно с повышением прочности создать значительные сжимающие напряжения.
254
в результате развития процессов ползучести. С течением времени релаксация остаточных напряжений постепенно затухает. Поэтому слишком длительные выдержки могут оказаться практически бесполезными. Чтобы полнее произошло снятие остаточных напряжений, следует повысить температуру нагрева.
Некоторые виды термической обработки одновременно с решением основной задачи обеспечивают уменьшение остаточных напряжений. Так, рассмотренный в предыдущем разделе рекристаллизационный отжиг наряду с формированием заданной структуры снижает уровень внутренних напряжений, возникших при холодной обработке давлением.
Для уменьшения остаточных напряжений может быть использована специальная термическая обработка — отжиг, при котором нагрев осуществляют до температур, лежащих ниже точки Ас у. Как правило, отжиг проводится в интервале 450...650 °C, так как при более низких температурах предел текучести большинства сталей остается достаточно высоким. Длительность отжига обычно устанавливают экспериментально.
При выборе режима отжига для уменьшения внутренних напряжений необходимо учитывать характер предшествующей термической обработки. Если изделие подвергалось улучшению (закалке и высокому отпуску), то для того, чтобы сохранился полученный комплекс механических свойств, температура последующего отжига должна быть несколько ниже температуры высокого отпуска. При этом выбранный режим отжига должен исключать возможность развития обратимой отпускной хрупкости. В ряде случаев, например, после шлифовки, отжигу для уменьшения внутренних напряжений подвергают закаленные и низкоотпущенные изделия. Тогда нагрев осуществляют до температур 100... 150 °C с длительными выдержками (до 100 ч и более). Однако следует учитывать, что после такого отжига сохраняется значительная доля остаточных напряжений.
Существенное влияние на результат отжига оказывают режимы нагрева и охлаждения. Нагрев должен быть достаточно медленным, чтобы предел текучести снижался по объему изделия одновременно и равномерно. Охлаждение после окончания выдержки следует проводить с небольшой скоростью для исключения возможности возникновения новых внутренних напряжений. Изделия сложной формы часто охлаждают вместе с печью. Для изделий простой формы с равномерным поперечным сечением (листы, трубы) можно использовать охлаждение на воздухе.
255
Глава 12
ОТЖИГ ВТОРОГО РОДА
Для сталей отжиг второго рода заключается в нагреве до аустенитного состояния и последующем охлаждении, обеспечивающем распад переохлажденного аустенита по диффузионному механизму.
В большинстве случаев такой отжиг является подготовительной термической обработкой. После литья, горячей деформации и других операций, связанных с высокотемпературными нагревами, стальные изделия обычно характеризуются крупнозернистостью, ярко выраженной неоднородностью структуры и повышенным уровнем внутренних напряжений. Применение отжига второго рода позволяет измельчить зерно и уменьшить структурную неоднородность. Отжиг может быть использован также для снижения твердости стали и улучшения обрабатываемости резанием. После отжига получают структуру и свойства, необходимые для качественного осуществления холодной обработки давлением. Он может являться операцией, подготавливающей структуру изделий для проведения последующей термической обработки, например закалки и отпуска. Применение отжига позволяет уменьшить внутренние напряжения в отливках, поковках и других изделиях. Отжиг используется и как окончательная термическая обработка стали, обеспечивающая в ней получение нужного комплекса механических свойств.
12.1. СВОЙСТВА СТАЛЕЙ С ФЕРРИТНО-КАРБИДНОЙ СТРУКТУРОЙ
Свойства феррита и цементита. Ферритно-карбидная структура состоит из фаз, существенно отличающихся по механическим свойствам. Феррит — мягкая, пластичная составляющая структуры. Другая составляющая — цементит — характеризуется высокой твердостью и очень низкой пластичностью.
Свойства феррита в первую очередь зависят от содержания в нем углерода, легирующих элементов и величины зерна. Наибо
256
лее значительный эффект упрочнения феррита обеспечивают углерод и азот, образующие с железом твердые растворы внедрения, что в основном обусловлено их сильным взаимодействием с дислокациями и закреплением последних. Если у чистого железа с суммарным содержанием углерода и азота около 10-7 % предел текучести составляет 20...30 МПа, то при содержании (С + N) порядка 103...10-2 % он равен 120...140 МПа.
Легирующие элементы, образующие с железом твердые растворы замещения, упрочняют феррит в меньшей мере, чем углерод и азот. Если выразить концентрацию растворенного в феррите элемента в процентах по массе, то упрочняющее действие усиливается в ряду V—Mo—Ni—Cr—Мп—Ti—Si. Однако более правильное представление о степени твердорастворного упрочнения тем или иным элементом получается при выражении концентрации легирующих элементов в атомных процентах. В этом случае упрочняющий эффект возрастает от начала к концу следующего ряда: Cr—V— Со— Mo—Ti—Si—W—Ni.
Одновременно с повышением прочности легирующие элементы снижают пластичность феррита. Особенно заметное уменьшение характеристик пластичности вызывают элементы внедрения — углерод и азот.
Элементы замещения и в еще большей мере элементы внедрения повышают температуру вязкохрупкого перехода Т™, характеризующую склонность стали к хрупкому разрушению. Исключение составляет никель, который существенно снижает Ткр. Такое его влияние связано с уменьшением энергии взаимодействия дислокаций с атомами внедрения и, возможно, со снижением сопротивления кристаллической решетки движению дислокаций.
На прочность феррита сильно влияет размер его зерна. Зависимость между пределом текучести и размером ферритного зерна t/ф описывается соотношением Холла-Петча:
о0,2 = ^о+ ксГ^2,	(12.1)
где о0 — напряжение трения при движении дислокаций внутри зерен; к — коэффициент, характеризующий вклад границ зерен в упрочнение.
Величина ст0 зависит от твердорастворного упрочнения, плотное™ дислокаций, наличия дисперсных частиц. На величину к влияет состояние границ зерен; этот коэффициент тем больше,
257
Размер зерна, мкм 110 40 16 10 6 4,5 3 2,5 450--г—,-г-н—.—г-1-, +50
5	10	15	20
Размер зерна d’1 /Z2, мм’1//2
Рис. 12.1. Влияние размера зерна феррита на предел текучести (/) и температуру вязкохрупкого перехода (2) в стали, содержащей 0,1 %С;
0,5 % Мп; 0,2 %Si; 0,006 %N
чем выше содержание примесей, особенно на границах зерен. Из уравнения 12.1 следует, что чем меньше размер зерна, тем выше прочность феррита.
При измельчении зерна феррита одновременно с дополнительным упрочнением наблюдается снижение температуры вязкохрупкого перехода. Эта характеристика связана с размером ферритного зерна следующей зависимостью:
ТКр = А - B\nd~V\	(12.2)
где А и В — постоянные.
Линейная зависимость <у0 2 и Гкр от величины (Г^ подтверждается экспериментально (рис. 12.1). Таким образом, измельчение зерен феррита является эффективным способом упрочнения, поскольку одновременно уменьшается склонность к хрупкому разрушению.
Свойства перлита. Рассматривая перлитную структуру, следует учитывать не только свойства каждой из ее фаз в отдельности, но и сложное влияние феррита и цементита друг на друга. В процессе нагружения пластическая деформация начинается в ферритной составляющей перлита. Образующиеся дислокации скапливаются около цементитных пластин. Из-за различия характеристик деформируемости цементита и феррита возникает сложное напряженное состояние. Присутствие цементитных частиц в ферритной матрице оказывает охрупчивающее влияние. Но пластины цементита в перлите могут деформироваться, утоньшаться, изгибаться, прежде чем произойдет их разрушение (рис.12.2). Трещины в цементитных пластинах будут являться зародышами хрупкого разрушения в стали.
258
Рис. 12.2. Структура пластинчатого перлита в стали У8 после холодной пластической деформации (80%), х 12000
Характер разрушения пластинчатого перлита при растяжении поясняет модель Миллера—Смита (рис. 12.3). Высокие локальные напряжения, возникающие в местах скопления дислокаций, вызывают растрескивание карбидов, причем в первую очередь происходит разрушение пластин, ориентированных параллельно оси растяжения. Если одна из пластин претерпела растрескивание, то это приводит к интенсивному развитию сдвига в плоскости скольжения, проходящей через очаг разрушения карбида, что вызывает растрескивание соседних цементитных пластин. При дальнейшем нагружении в местах возникновения несплошностей развиваются поры, которые, объединяясь, приводят к образованию трещин и общему разрушению (рис. 12.3).
Несмотря на высокую твердость цементита, его пластины в перлите способны претерпевать при нагружении определенную пластическую деформацию прежде чем начнется их разрушение. Особенно значительно деформируются пластины тонкопластинчатого перлита (троостита), формирующегося при относительно низких температурах диффузионного превращения; они могут изгибаться, утончаться и вытягиваться.
259
а	б	в	г
Рис. 12.3. Разрушение перлита (схема Миллера—Смита):
а — растрескивание цементитной пластины; б — сдвиг в феррите и растрескивание соседних цементитных пластин; в, г — образование пор и их коалесценция
При анализе свойств пластинчатого перлита необходимо учитывать такие его параметры, как межпластинчатое расстояние, толщина цементитных пластин и величина перлитных колоний. Основным структурным параметром, влияющим на прочностные свойства пластинчатого перлита, является межпластинчатос расстояние (50). Высокое сопротивление деформации тонкопластинчатой структуры обусловлено малым межпластинчатым расстоянием, значительно меньшим, чем типичный размер зерна ферритной структуры. Снижение температуры диффузионного превращения, приводящее к уменьшению 50, сопровождается повышением прочности перлита и стали в целом. В чистом виде этот эффект наблюдается на эвтектоидной стали.
В доэвтектоидных сталях при снижении температуры превращения уменьшается количество избыточного феррита, увеличивается количество перлита при одновременном снижении в нем содержания углерода (квазиэвтектоид). Вследствие этого межпла-стинчатое расстояние уменьшается слабее, чем это происходит в эвтектоидной стали при одинаковой степени снижения температуры превращения. Напротив, в заэвтектоидных сталях, охлажденных из у-области, межпластинчатое расстояние должно быть меньше, чем в стали с 0,8 % С, при условии подавления выделения избыточных карбидов и возникновения квазиэвтектоида. Предел текучести сталей, имеющих полностью перлитную структуру, свя
260
зан с межпластинчатым расстоянием подобно тому, как предел текучести феррита с размером его зерна:
ст0,2 = ^ + aSo1/2,	(12.3)
1
где ст0 и а — постоянные.
Член oq в этом уравнении учитывает движение дислокаций в ферритных прослойках. Коэффициент а аналогичен коэффициенту к в уравнении Холла-Петча (12.1), следовательно, цементитные пластины можно рассматривать как барьеры движению дислокаций, точно так же как межзеренные границы феррита. Влияние межпластинчатого расстояния на предел прочности описывается подобным же уравнением, но оно выражено слабее, чем на предел текучести.
Уменьшение межпластинчатого расстояния обеспечивает повышенную пластичность пластинчатого перлита, поскольку цементитные пластины становятся более тонкими и могут деформироваться при нагружении, в то время как толстые пластины цементита претерпевают хрупкое разрушение.
Для пластинчатого перлита характерна сложная зависимость ударной вязкости и температуры вязкохрупкого перехода от его структурных параметров. Согласно Б.Ф. Пикерингу, уменьшение межпластинчатого расстояния, приводя к повышению прочности, должно снижать ударную вязкость. Но одновременно с уменьшением So пластины цементита становятся тоньше, что увеличивает сопротивление ударному нагружению, поскольку тонкие пластины могут претерпевать значительные деформации и вероятность их хрупкого разрушения снижается. Из этого следует, что существует оптимальное межпластинчатое расстояние с точки зрения достижения наибольшей ударной вязкости. По разным данным для эвтектоидной стали оно колеблется в пределах 0,2...0,4 мкм, т. е. соответствует структуре сорбита. Аналогичная зависимость от межпластинчатого расстояния при неизменности прочих параметров должна быть справедлива и для температуры вязкохрупкого перехода.
На ударную вязкость и температуру вязкохрупкого перехода существенное влияние оказывает также размер перлитных колоний, который, как и межпластинчатое расстояние, уменьшается при снижении температуры диффузионного превращения. При деформации и разрушении перлитные колонии ведут себя как самостоя
261
тельные зерна; на их границах трещины меняют направление, на что затрачивается определенная энергия. Чем мельче перлитные колонии, тем выше ударная вязкость и ниже Ткр. Этот фактор может оказаться превалирующим, тогда при понижении температуры диффузионного превращения наблюдают снижение температуры вязкохрупкого перехода.
Положительное влияние на ударную вязкость и температуру вязкохрупкого перехода оказывает измельчение аустенитного зерна, поскольку оно сопровождается уменьшением размеров перлитных колоний.
Переход от структуры пластинчатого перлита к структуре зернистого перлита сопровождается снижением прочностных свойств. Основным структурным параметром, определяющим уровень прочности зернистого перлита, является межкарбидное расстояние. Для описания упрочнения зернистого перлита при нагружении справедлива модель Орована, согласно которой движущаяся дислокация будет задерживаться частицами до тех пор, пока напряжение не станет достаточным для того, чтобы дислокация изогнулась И прошла между частицами, оставив вокруг них дислокационные петли. Поэтому предел текучести обратно пропорционален расстоянию между карбидами.
Сопротивление разрушению возрастает при переходе от пластинчатого перлита к зернистому. Это обусловлено тем, что структура зернистого перлита обладает повышенной склонностью к релаксации локальных напряжений, ответственных за появление очагов разрушения. Последнее связано с возможностью огибания глобулярных частиц передвигающимися дислокациями. Поэтому структура зернистого перлита по сравнению с пластинчатым обеспечивает более высокую пластичность, трещиностойкость, ударную вязкость и более низкую температуру вязкохрупкого перехода
Разрушение зернистого перлита имеет следующую особенность. В отличие от пластинчатого в зернистом перлите при нагружении цементитные частицы, как правило, не растрескиваются, а образование несплошностей происходит в результате нарушения связи на границе раздела карбид — ферритная матрица. В процессе развития разрушения образовавшиеся около цементитных частиц поры растут, объединяются, что приводит к возникновению вязкого излома с ямочным строением.
Повышению вязкости стали со структурой зернистого перлита способствуют уменьшение размеров частиц цементита, увеличение межкарбидного расстояния, повышение однородности распреде-
262
Рис. 12.4. Влияние содержания углерода на механические свойства ферритно-перлитных сталей
ления карбидов по объему феррита, а также уменьшение размеров ферритных зерен. Заметим, что одновременная реализация двух первых факторов в одной и той же стали невозможна.
Свойства ферритно-перлитной структуры. Повы-
Содержание углерода, %
шение содержания углерода в стали с 0,1 до 0,8 %, сопровождаю-
щееся ростом доли пластинчатого перлита в структуре, приводит к увеличению пределов текучести и прочности и снижению пластичности (рис. 12.4). Более интенсивный рост предела прочности с повышением количества перлита по сравнению с изменением предела текучести означает, что перлит увеличивает коэффициент деформационного упрочнения при нагружении.
Для углеродистых сталей, которые всегда содержат марганец, кремний и азот, Б.Ф. Пикеринг предложил следующее уравнение:
о0)2(МПа) = 15,4(/У3{2,3 + 3,8[% Мп] + 1,13d-1/2} +
+ (1 - /*/3){11,6 + О,25[5о]-1/2} + 4,1 [% Si] + 27,6 [%N]), (12.4) где fa — объемная доля феррита; d — размер зерна феррита, мм; 50 — межплоскостное расстояние, мм; [% Мп], [% Si], [% N] — содержание марганца, кремния и азота в феррите в масс, процентах.
В этом уравнении содержание углерода учтено через долю феррита. Влияние марганца, кремния и азота на предел текучести связано с твердорастворным упрочнением феррита. Предел текучести зависит от размера ферритного зерна, но его влияние оказывается тем меньшим, чем больше в структуре перлита. Приведенное уравнение также показывает, что при характерном для малоуглеродистых сталей низком содержании перлита последний мало сказывается на пределе текучести. Однако если количество перлита увеличивается и приближается к 100 %, то его влияние на прочность становится определяющим.
263
Температура испытания, "С
Рис. 12.5. Сериальные кривые ударной вязкости сталей с различным содержанием углерода:
/-0,11 %; 2—0,20 %; 3 - 0,31 %;
4 - 0,42 %; 5 - 0,49 %; 6 - 0,60 %;
7 — 0,69 %; 8 — 0,80 %
Пластинчатый перлит в ферритно-перлитной структуре оказывает отрицательное влияние на
ударную вязкость и температуру вязкохрупкого перехода. Увеличение содержания углерода от 0,1 до 0,8 % сопровождается снижением ударной вязкости стали при комнатной температуре испытания в шесть раз и повышением Др почти на 200 °C (см. рис. 12.4). Для малоуглеродистых сталей температура вязкохрупкого перехода лежит ниже комнатной темпера
туры, а при повышенных содержаниях углерода она превышает последнюю.
На рис. 12.5 приведены сериальные кривые ударной вязкости сталей с ферритно-перлитной структурой. Увеличение содержания углерода снижает работу разрушения стали в вязком состоянии и практически не влияет на уровень ударной вязкости при температурах, лежащих ниже Ткр. В результате этого падение ударной вязкости в температурном интервале вязкохрупкого перехода, ярко выраженное для малоуглеродистых сталей, с повышением содержания углерода становится менее значительным.
При изменении количества перлита меняется и характер разрушения стали при динамическом нагружении. Малоуглеродистые стали с Др ниже 0 °C разрушаются при комнатной температуре вязко путем зарождения, роста и коалесценции микропор. Излом имеет ямочное строение. Разрушение высокоуглеродистых сталей при комнатной температуре осуществляется в основном хрупко квазисколом, хотя в изломе нередко обнаруживается небольшая доля вязкой составляющей.
Вязкость сталей с ферритно-карбидной структурой повышается при измельчении перлитных колоний и зерен феррита. Эти
структурные параметры существенно зависят от размера аустенитного зерна. Поэтому для получения высокого комплекса механических свойств при проведении термической обработки стремятся
получить мелкое аустенитное зерно.
264
Для того чтобы повысить прочность малоуглеродистых сталей широко используется легирование небольшими добавками ванадия и ниобия. Дисперсные карбиды этих элементов задерживают рост зерна аустенита при высоких температурах нагрева, горячей обработке давлением. Поэтому при последующем охлаждении в стали формируются мелкие ферритные зерна. Измельчение зерен феррита является основной причиной повышения прочности рассматриваемых сталей. Дополнительный эффект упрочнения обеспечивает также дисперсионное твердение вследствие выделения карбидов ванадия и ниобия при охлаждении, если предварительный нагрев приводил к достаточно полному их растворению.
Механические свойства сталей с ферритно-перлитной структурой в существенной мере зависят от морфологии структурных составляющих — феррита и цементита. Отметим особо неблагоприятные структурные формы этих фаз.
1.	В малоуглеродистых сталях наличие структурно выродившегося цементита приводит к их охрупчиванию.
2.	Видманштеттов феррит снижает пластичность и увеличивает склонность к хрупкому разрушению доэвтектоидных сталей.
3.	Карбидная сетка, видманштеттов цементит, а также грубая анормальная структура вызывают охрупчивание заэвтектоидных сталей.
Технологические свойства. Одна из целей отжига, как предварительной технологической операции, является формирование ферритно-карбидных структур, оптимальных для проведения обработки резанием и холодной обработки давлением.
Обрабатываемость сталей резанием — это комплексное понятие, включающее следующие основные показатели:
—	интенсивность износа режущего инструмента, определяющая уровень оптимальных скоростей резания, а следовательно, и производительность обработки;
—	шероховатость обработанной поверхности;
—	величина сил резания, характеризующая механическое воздействие на станок и инструмент и определяющая долговечность частей станка, степень деформации инструмента и т. д.;
—	вид образующейся стружки и легкость ее отвода из зоны резания.
Для большинства сталей при увеличении прочностных свойств обрабатываемость резанием с точки зрения стойкости инструмента ухудшается. Существует ряд эмпирических зависимостей между твердостью, пределами текучести и прочности обрабатываемого
265
материала и стойкостью инструмента. Например, связь между скоростью резания при точении (соответствующей 60-минутной стойкости резца, и твердостью НВ обрабатываемой стали может быть представлена уравнением типа
Уы = с/НВР,	(12.5)
где с — постоянный коэффициент; р — показатель степени, значения которого обычно лежат в пределах 1...2.
На характер зависимости стойкости инструмента от прочностных свойств влияет вид обработки резанием. Например, при зуборезных операциях стойкость токарных резцов обычно тем больше, чем ниже твердость обрабатываемой среднеуглеродистой стали. В то же время при зубодолблении улучшение обрабатываемости происходит лишь при снижении твердости до определенного предела. При меньших значениях твердости обрабатываемого материала стойкость долбежного инструмента заметно падает.
Особенности структуры стали по-разному влияют на различные показатели обрабатываемости резанием. Структура, обеспечивающая наибольшую стойкость инструмента, может быть неблагоприятной с точки зрения получения малой шероховатости поверхности. Характер влияния структуры на обрабатываемость резанием зависит также и от содержания углерода в стали и ее легирования.
Обработка резанием малоуглеродистых сталей, в структуре которых преобладает мягкая ферритная составляющая, нередко оказывается затрудненной, что проявляется в низкой стойкости инструмента и высокой шероховатости поверхности деталей. Такой эффект обусловлен в основном налипанием обрабатываемого металла на поверхность инструмента. Обрабатываемость резанием малоуглеродистых сталей улучшается при наличии в структуре относительно крупных участков пластинчатого перлита. Считается, что присутствие пластинок цементита предупреждает налипание металла на режущую кромку. Некоторого улучшения обрабатываемости можно добиться путем повышения прочностных свойств, используя, например, ускоренное охлаждение с температуры аустенитизации или холодную пластическую деформацию.
Повышенная обрабатываемость резанием среднеуглеродистых сталей наблюдается в том случае, когда путем термообработки в стали создают структуру пластинчатого перлита с избыточным ферритом, выделившимся в виде тонкой сетки. Резко выраженная
266
строчечность и крупные скопления феррита значительно ухудшают обрабатываемость стали резанием. Стойкость инструмента также уменьшается, если при термической обработке в стали формируется очень дисперсная ферритно-карбидная структура (сорбит) с повышенной твердостью.
Хорошая стойкость инструмента имеет место и при резании среднеуглеродистых сталей со структурой зернистого перлита и небольшого количества избыточного феррита. Эффективность такой структуры существенно возрастает при проведении резания с высокими скоростями. Но если рассматривать проблему отвода стружки из зоны резания, то более оптимальной является структура пластинчатого перлита, так как в этом случае стружка легко ломается. Часто для скоростного резания на станках-автоматах используются заготовки со структурой, состоящей из смеси зернистого и пластинчатого перлита.
При резании высокоуглеродистых сталей как близких по составу к эвтектоидному, так и заэвтектоидных, структура зернистого перлита обеспечивает меньшую интенсивность затупления инструмента, чем структура пластинчатого перлита. Наиболее высокая обрабатываемость резанием достигается при вполне определенных размерах глобулярных частиц. Наличие в структуре слишком мелких карбидов приводит к росту твердости и затруднению обрабатываемости. Стойкость инструмента снижается, если структура обрабатываемой стали содержит очень крупные карбиды.
Характер влияния структуры на шероховатость поверхности обрабатываемых деталей из средне- и высоколегированных сталей в существенной мере зависит от скорости резания. При структуре пластинчатого перлита малая шероховатость поверхности достигается при сравнительно небольших скоростях резания, а использование высоких скоростей сопровождается ухудшением качества обработки поверхности. Иная зависимость наблюдается при структуре зернистого перлита: высокая шероховатость поверхности имеет место при низких, а малая — при высоких скоростях резания. Поэтому одна и та же структура дает различные результаты по чистоте поверхности при разных видах обработки, что наглядно иллюстрирует табл. 12.1.
Шероховатость поверхности доэвтектоидных сталей со структурой пластинчатого перлита с избыточным ферритом тем выше, чем больше количество последнего и чем более грубые скопления он образует.
267
Таблица 12.1
Сравнительная оценка чистоты обрабатываемой поверхности для сталей с различной структурой (Э.И. Фельдштейн)
Стали	Структура	Вид обработки		
		Протягивание, развертывание, нарезание резьбы	1[арезание зуба фасонное точение	Чистовое точение, чистовое фрезерование
Средне-углеро-дистые	Пластинчатый перлит и феррит	Хорошо или очень хорошо	Хорошо или удовлетворительно	Удовлетворительно или плохо
	Зернистый перлит и феррит	Очень плохо или плохо	Плохо или удовлетворительно	Очень хорошо или хорошо
Высо-коугле-родистые	Пластинчатый перлит	Хорошо или очень хорошо	Удовлетворительно	Удовлетворительно
	Зернистый перлит	Плохо или удовлетворительно	Хорошо	Хорошо или очень хорошо
Стали, подвергаемые холодной обработке давлением, должны иметь низкую твердость и высокую пластичность. О пригодности стали к штамповке можно судить по результатам испытаний на растяжение. Чем больше различие между пределами текучести и прочности (а, следовательно, чем выше равномерное удлинение), тем лучше штампуемость стали. Для сталей, предназначенных для холодного выдавливания, рекомендуется иметь отношение по,2/ств не более 0,55...0,60, а относительное сужение должно быть выше 40% (лучше 65...70 %).
При проведении холодной обработки давлением предъявляют высокие требования к однородности микроструктуры. Крайне нежелательно присутствие в структуре малоуглеродистых сталей структурно-свободного цементита, а в заэвтектоидных — карбидной сетки. Для сталей, подвергаемых холодному выдавливанию, высадке, чистовой вырубке, наиболее предпочтительна структура зернистого перлита, характеризующаяся меньшей твердостью и более высокой пластичностью, чем пластинчатый перлит. Такая структура обеспечивает большую изотропность и меньшее упрочнение при холодной пластической деформации.
268
12.2.	ПОЛНЫЙ ОТЖИГ
Полному отжигу подвергают углеродистые и легированные до-эвтектоидные стали. Его цель — получить более однородную структуру, измельчить зерно, снизить твердость и улучшить обрабатываемость стали резанием, а также, уменьшить уровень внутренних напряжений. Чаще всего полный отжиг подготавливает структуру для дальнейших технологических операций и редко используется как окончательная термическая обработка.
При отжиге углеродистых сталей температуру нагрева выбирают на 20 ..40 °C выше точки Аст, (рис. 12.6). Такой нагрев обеспечивает получение мелкого аустенитного зерна. Чрезмерное повышение температуры нагрева может вызвать нежелательный рост зерна аустенита и ухудшение свойств стали. Отжигаемую сталь загружают вхолодную или разогретую печь и далее нагревают вместе с печью. Во время выдержки при выбранной температуре должен произойти сквозной прогрев садки и завершение процессов образования аустенита.
Скорость охлаждения должна обеспечить протекание диффузионного распада аустенита при небольших переохлаждениях, чтобы избежать образования излишне дисперсной ферритно-карбидной структуры с повышенной твердостью. Углеродистые стали обычно охлаждают с печью со скоростью 150...200 град/час. Когда не опасны термические напряжения, охлаждение после завершения диффузионного превращения можно ускорить. В этом случае металл выгружают из печи при 500...600 °C и охлаждают на спокойном воздухе. Если изделия имеют сложную конфигурацию и есть вероятность возникновения высоких внутренних напряжений, то охлаждение с печью проводят до комнатной температуры.
После отжига сталь имеет структуру, состоящую из избыточного феррита и пластинчатого перлита.
В легированных доэвтектоидных сталях образование аустенита может протекать заметно медленней, чем в углеродистых. Поэтому их нагрев для отжига осуществляется до более высоких температур, а длительность выдержки увеличивается. Ввиду высокой устойчивости переохлажденного аустенита легированные стали по сравнению с углеродистыми охлаждают с меньшими скоростями (10... 100 град/час).
Обычно полный отжиг легированных сталей характеризуется большой длительностью. Для ускорения процесса можно использовать его разновидность — изотермический отжиг. Сталь после
269
Содержание углерода, %
Рис. 12.6. Температуры нагрева сталей при различных видах отжига:
1 — полный отжиг; 2 — нормализация; 3 — неполный отжиг; 4 — низкотемпературный отжиг
Рис. 12.7. Схема охлаждения доэвтектоидной стали при полном отжиге с непрерывным охлаждением (/) и изотермическом отжиге (2)
аустенитизации ускоренно охлаждают до температур на 50... 100 °C ниже точки Ас[, а затем производят выдержку, необходимую для полного распада переохлажденного аустенита, после чего производят охлаждение на воздухе (рис. 12.7).
Изотермический отжиг не только сокращает длительность технологического процесса по сравнению с обычным полным отжигом, но также приводит к более однородной структуре по сечению изделия, так как в результате выравнивания температуры по объему металла диффузионный распад переохлажденного аустенита протекает при одной степени переохлаждения.
Для получения наибольшего сокращения времени обработки температуру изотермической выдержки следует выбирать вблизи температуры минимальной устойчивости переохлажденного аустенита. Но с понижением температуры изотермической выдержки возрастает дисперсность образующейся ферритно-карбидной структуры, а следовательно, повышается твердость отожженной стали, что может привести к ухудшению ее обрабатываемости резанием. Для снижения уровня твердости можно несколько увеличить длительность изотермической выдержки, при этом определенное развитие получают сфероидизация и коалесценция карбидов. Если эти процессы при температуре изотермической выдержки идут вяло, то для их ускорения после завершения распада переохлажденного
270
аустенита температуру следует повысить, но при этом она должна оставаться ниже точки Ас\.
Исправление крупнозернистой структуры при отжиге отливок, поковок из легированных сталей, в которых при предшествующих технологических операциях образовалась кристаллографически упорядоченная структура (бейнит, мартенсит, видманштеттов феррит), может быть осложнено проявлением структурной наследственности. В этом случае для измельчения зерна следует проводить высокотемпературный отжиг, при котором сталь нагревают значительно выше точки Аст, для того, чтобы прошла рекристаллизация фазонаклепанного аустенита. Температура нагрева в зависимости от химического состава стали колеблется в пределах 1050... И 50 °C. Но образовавшееся при таком нагреве зерно аустенита обычно бывает достаточно крупным. Дополнительное измельчение зерна может быть получено в процессе аустенитизации при окончательной термической обработке. С этой же целью проводят дополнительный второй отжиг, но уже с нагревом до оптимальных температур. Как в том, так и в другом случае после высокотемпературного отжига необходимо получить кристаллографически неупорядоченную ферритно-карбидную структуру, чтобы исключить возможность проявления структурной наследственности при последующих нагревах.
Если при высокотемпературном отжиге во время непрерывного охлаждения диффузионное превращение аустенита затруднено, то можно применить ступенчатый режим охлаждения с выдержкой при температуре минимальной устойчивости переохлажденного аустенита. Для некоторых сталей с очень высокой устойчивостью переохлажденного аустенита такой режим охлаждения нс всегда обеспечивает значительную степень диффузионного распада при приемлемых длительностях изотермической выдержки. Тогда охлаждение при высокотемпературном отжиге осуществляют до температур бейнитного превращения, но затем проводят дополнительный высокий отпуск для получения ферритно-карбидной структуры (см. раздел 9.2).
Если сталь подвергалась двойному отжигу и при охлаждении после второго отжига в структуре были получены бейнит (мартенсит) и твердость оказалась высокой, то для ее снижения также осуществляют высокий отпуск.
12.3.	НЕПОЛНЫЙ ОТЖИГ
Неполный отжиг используется для снижения твердости доэвтектоидных сталей и уменьшения внутренних напряжений. Он за
271
ключается в нагреве до температур, лежащих выше Ас\, но ниже Асу, и последующем охлаждении с такой же скоростью, что и при полном отжиге (см. рис. 12.6). При таком режиме нагрева полная перекристаллизация стали не реализуется: в аустенит полностью превращается лишь перлит, а избыточный феррит претерпевает лишь частичное превращение. Поэтому неполный отжиг может быть использован только в тех случаях, когда структура стали, сформировавшаяся при предшествующих технологических операциях, имеет достаточно мелкое зерно и в ней нет фубых ферритных образований. Снижение твердости, приводящее к улучшению обрабатываемости резанием, связано в основном с образованием при отжиге менее дисперсного перлита, чем исходный.
Неполный отжиг по сравнению с полным отжигом менее продолжителен и более экономичен.
12.4.	НИЗКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ ОТЖИГ
Низкотемпературный отжиг заключается в нагреве до температур, лежащих несколько ниже точки Ас[*. После окончания выдержки охлаждение обычно производится на воздухе. Такой отжиг применяется в основном для конструкционных легированных сталей с целью снижения твердости, что позволяет улучшить обрабатываемость резанием. При осуществлении этой обработки нецелесообразно проводить нагрев очень близко к точке из-за возможности случайного перегрева выше этой точки. Оптимальные температуры нагрева зависят от химического состава сталей и составляют 650...700 °C.
Низкотемпературный отжиг позволяет смягчить любую сталь с любой исходной структурой. Но при этом следует иметь в виду, что при такой обработке измельчения зерна не происходит. При отжиге сталей с исходной ферритно-перлитной структурой протекает в основном сфероидизация и коалесценция карбидной фазы и полигонизация феррита.
Для высоколегированных сталей, у которых устойчивость переохлажденного аустенита в температурном интервале диффузионного превращения велика, низкотемпературный отжиг может оказаться единственным способом снижения твердости и улучше
*Несмотря на то что низкотемпературный отжиг по существу относится к отжигу первого рода, его рассмотрение представлялось целесообразным в этой главе в сопоставлении с различными видами отжига второго рода.
272
ния обрабатываемости резанием. Такие стали, как, например, 18Х2Н4МА, 25Х2Н4МА, даже при очень медленном охлаждении из аустенитной области имеют мартенситно-бейнитную структуру. При их низкотемпературном отжиге происходит распад мартенсита, бейнита и остаточного аустенита и формирование структуры сорбита отпуска. В данном случае такая обработка по существу является высоким отпуском.
12.5.	НОРМАЛИЗАЦИЯ
При нормализации сталь нагревают до аустенитного состояния и после непродолжительной выдержки охлаждают на спокойном воздухе. Температуру нагрева выбирают на 30...50 °C выше точки Аст, для доэвтектоидных сталей и точки Асст для заэвтектоидных (см. рис. 12.6). Охлаждение на воздухе должно обеспечить формирование ферритно-карбидной структуры. По существу нормализация — это тот же полный отжиг, но только осуществляемый с ускоренным охлаждением. Задачи нормализации в основном те же, что и у полного отжига. Она широко используется для улучшения структуры и свойств углеродистых и низколегированных сталей с невысокой устойчивостью переохлажденного аустенита. По сравнению с полным отжигом диффузионное превращение при нормализации протекает при больших переохлаждениях, что обусловливает формирование более дисперсной ферритно-карбидной структуры. Кроме того, уменьшается количество избыточного феррита или избыточного цементита, а также изменяется содержание углерода в перлите, т. е. образуется квазиэвтектоид.
В ряде случаев нормализация обеспечивает формирование более благоприятной структуры, чем отжиг. В низкоуглеродистых сталях в результате ускоренного охлаждения при нормализации уменьшается вероятность образования структурно-свободного цементита. В среднеуглеродистых сталях при такой обработке легче устраняются большие скопления ферритных зерен, что не всегда достигается при отжиге. Такой характер выделения избыточного феррита не только ухудшает обрабатываемость резанием. В участках, где наблюдаются скопления ферритных зерен, при нагреве под закалку аустенит может иметь пониженное содержание углерода и в закаленной стали их твердость окажется более низкой (возникают так называемые мягкие пятна). Нормализация горячекатаной стали в большей степени ослабляет проявление строчеч-
273
ности в структуре, связанной с предпочтительным выделением избыточного феррита на неметаллических включениях.
Твердость стали после нормализации выше, чем после обычного отжига. С повышением содержания углерода в аустените растет склонность аустенита к переохлаждению, а следовательно, и к образованию при диффузионном превращении более дисперсной ферритно-карбидной структуры. Поэтому чем выше содержание углерода в стали, тем больше разница в твердости после отжига и нормализации. Так твердость сталей с 0,2, 0,4 и 0,8 % С после отжига равна 120, 160 и 180 НВ, а после нормализации 130, 190 и 240 НВ соответственно. Для сталей с относительно невысоким содержанием углерода (до 0,3 % С) некоторое повышение твердости после нормализации заметно не сказывается на обрабатываемости резанием.
В случае малоуглеродистых сталей нормализация часто используется вместо отжига. Она является более кратковременной обработкой и часто обеспечивает формирование более оптимальной структуры для проведения последующих технологических операций. Для ряда малоуглеродистых сталей нормализация позволяет получить повышенный уровень прочности в сочетании с низким порогом хладноломкости и применяется как окончательная термическая обработка.
Среднелегированныс стали после нормализации по сравнению с отжигом имеют более высокие прочностные свойства при той же или даже большей пластичности и ударной вязкости. В сравнении с закалкой и высоким отпуском (улучшением) комплекс свойств нормализованной стали хуже (табл. 12.2). Однако для многих изделий свойства оказываются вполне приемлемыми и тогда нормализацию используют как окончательную термическую обработку.
Применение нормализации для заэвтектоидных сталей связано в основном с устранением грубой карбидной сетки. При нагреве
Таблица 12.2
Механические свойства стали 40Х после различных обработок (А.П. Гуляев)
Режим обработки	с0,2» МПа	МПа	8, %	V. %	кси, МДж/м2
Отжиг	364	656	21,0	53,5	0,56
Нормализация	450	754	20,9	56,0	0,78
Закалка и высокий отпуск	765	876	22,5	67,5	1,68
выше Асст происходит растворение избыточного цементита, а последующее ускоренное охлаждение на воздухе подавляет его выделение по границам зерен. Если скорость охлаждения на спокойном воздухе оказывается недостаточной, чтобы предотвратить формирование грубой карбидной сетки, то для интенсификации охлаждения применяют обдувку металла воздухом с помощью вентиляторов.
Обработка, включающая нагрев выше критических точек и охлаждение на воздухе, используется для исправления структуры средне- и высоколегированных сталей. Ее также называют нормализацией, хотя по существу она не является таковой, так как охлаждение на воздухе этих сталей приводит к образованию бейнита и мартенсита. Чтобы снизить твердость и получить ферритно-кар-бидную структуру после такой "нормализации", сталь подвергают высокому отпуску.
Когда исходная структура стали кристаллографически упорядочена, то с целью исключения проявления структурной наследственности проводят высокотемпературную нормализацию с нагревом выше температуры рекристаллизации фазонаклепанного аустенита. Литье из углеродистых сталей нагревают до 950...980 °C, а изделия из легированных сталей до 1100... 1150 °C. Для более надежного измельчения зерна может быть использована двойная обработка, включающая высокотемпературную нормализацию и нормализацию с нагревом до обычных температур. Если охлаждение на воздухе не позволяет подавить образование бейнита и мартенсита, то после каждой "нормализации" осуществляют высокий отпуск.
12.6.	ПАТЕНТИРОВАНИЕ
Патентирование является разновидностью изотермической обработки, при которой распад переохлажденного аустенита осуществляют в нижней части температурного интервала диффузионного превращения. Патентирование применяют при изготовлении проволоки с целью создания структуры, позволящей осуществлять холодную пластическую деформацию с большими обжатиями и получать при этом высокий уровень прочностных свойств. Такой обработке подвергают в основном углеродистые стали, содержащие 0,4...0,9 %С.
Аустенитизацию проволоки при патентировании проводят при температуре, превышающей принятую для обычных процессов термической обработки. Затем следует быстрое переохлаждение в соляных или свинцовых ваннах до температур 450...550 °C. По
275
следующая изотермическая выдержка должна обеспечить образование структуры пластинчатого перлита с очень малым межпластинчатым расстоянием. В доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях, где в результате быстрого охлаждения нс успевают образовываться избыточные фазы, такая структура является квазиэвтекто-идной. Для того чтобы изотермическая выдержка, необходимая для полного распада аустенита, была минимальной, сталь не должна содержать, по возможности, таких элементов, как никель, хром и молибден, значительно замедляющих диффузионное превращение.
Как уже указывалось в разделе 12.1, тонкопластинчатый перлит может претерпевать без разрушения значительные пластические деформации. Поэтому проволоку после патентирования подвергают многократному холодному волочению с большими суммарными обжатиями. В процессе пластической деформации цементитные пластины вытягиваются вдоль оси волочения и утончаются; при этом межпластинчатое расстояние заметно уменьшается. В ферритных прослойках возникает высокая плотность дислокаций и формируется ячеистая структура. При волочении происходит интенсивное упрочнение патентированной проволоки, ее предел прочности может достигать 1500...2000 МПа и более в сочетании с удовлетворительной пластичностью.
Чтобы осуществить деформацию с большими обжатиями, необходимо иметь однородное строение перлитной структуры, что обусловливает повышенную пластичность и деформируемость. Для этого при нагреве следует получить однородный по углероду аустенит. Именно поэтому аустенитизация при патентировании проводится при высоких температурах.* Получаемая в стали при этом крупнозернистая структура может деформироваться с большей степенью суммарной деформации, чем мелкозернистая.
При выборе температуры диффузионного распада переохлажденного аустенита учитывают химический состав стали и толщину проволоки. С ростом содержания углерода в стали температура изотермической выдержки повышается. При увеличении диаметра проволоки вследствие замедления охлаждения и увеличения теплового эффекта перлитного превращения возникает опасность, что распад переохлажденного аустенита будет протекать при значительно более высоких температурах, чем температура ванны,
*Для получения более однородной структуры перед патентированием может проводиться дополнительная высокотемпературная нормализация.
276
и в проволоке сформируется структура крупнопластинчатого перлита, неоптимальная для осуществления интенсивной пластической деформации. Поэтому чем больше диаметр проволоки, тем ниже выбирается температура патентирования. При проведении патентирования не допускается образование избыточных фаз, а также бейнита и мартенсита, снижающих пластичность стали.
Легированные стали значительно реже, чем углеродистые, подвергают упрочнению путем патентирования и холодной пластической деформации. В легированных сталях диффузионное превращение переохлажденного аустенита происходит медленнее, чем в углеродистых. Это требует увеличения длительности выдержек в ваннах и затрудняет проведение патентирования. Стали, предназначенные для изготовления проволоки, иногда легируют кобальтом, так как только он ускоряет диффузионное превращение аустенита.
12.7.	СФЕРОИДИЗИРУЮЩИЙ ОТЖИГ
Целью такого отжига является получение структуры с глобулярной формой цементита. Зернистый перлит по сравнению с пластинчатым обладает меньшей твердостью, большей пластичностью и вязкостью, что обеспечивает во многих случаях лучшую обрабатываемость резанием и хорошую штампуемость.
Для высокоуглсродистых инструментальных сталей структура зернистого перлита наиболее благоприятна для проведения закалки. При аустенитизации карбидные частицы глобулярной формы растворяются медленней, чем пластинчатые, и в большей мере задерживают рост зерна. Поэтому стали со структурой зернистого перлита имеют более широкий допустимый интервал закалочных температур, чем при исходной структуре пластинчатого перлита. В процессе осуществления закалки изделия со структурой зернистого перлита менее склонны к образованию трещин. После закалки и низкого отпуска они характеризуются более благоприятным сочетанием прочности и вязкости, более высокой износостойкостью, что связано с равномерным распределением в мартенсите глобулярных карбидов, нерастворившихся при аустенитизации.
Сфероидизирующему отжигу подвергают как доэвтектоидные, так и заэвтектоидные углеродистые и легированные стали. Простейший вид отжига заключается в нагреве стали со структурой пластинчатого перлита до температур несколько ниже А] (650...700 °C) и последующей выдержке, обеспечивающей развитие сфероидизации и коалесценции карбидов. Чем ближе температура нагрева
277
к точке А\, тем быстрее идут эти процессы. Однако даже вблизи критической точки для интенсивного развития сфероидизации необходимы очень большие выдержки (десятки и сотни часов). Но и после длительной обработки в структуре могут встречаться участки со следами пластинчатого перлита. При наличии в стали карбидообразующих элементов процессы трансформации пластинчатых карбидов в зернистые еще более затрудняются. Поэтому данный вид отжига используется редко.
Для получения структуры зернистого перлита обычно применяется отжиг с фазовой перекристаллизацией. Заэвтектоидные углеродистые стали при таком отжиге нагревают в интервале А[ — Аст (740...780 °C) и после выдержки проводят медленное охлаждение (рис. 12.8). По существу, для них этот режим обработки является разновидностью неполного отжига.
При нагреве в интервал А\—Аст растворяются не все карбиды; нерастворившиеся пластины цементита претерпевают сфероидизацию. Образовавшиеся глобулярные частицы играют роль готовых зародышевых центров при выделении цементита в процессе распада переохлажденного аустенита. Местами предпочтительного зарождения цементитных частиц являют
Время --►
ся также участки аустенита с повышенным содержанием углерода. Считается, что в заэвтектоидных сталях при малых скоростях охлаждения преобладает первый способ образования цементитных частиц.
Интервал темперагур нагрева, который обеспечивает при соответствующем охлаждении получение структуры зернистого перлита, называется интервалом отжи-гаемости. Нижняя граница интервала отжигаемости близка к точке Лер При нагреве ниже этой гра-
Рис. 12.8. Схемы сфероидизирующего отжига заэвтектоидной стали:
а — отжиг с непрерывным охлаждением; б — изотермический отжиг; в — маятниковый отжиг
278
ницы скорость превращения ферритно-карбидной структуры в аустенит очень мала и после отжига в структуре, кроме зернистого перлита, будут присутствовать участки пластинчатого перлита. Нагрев выше верхней границы интервала отжигаемости способствует гомогенизации аустенита и существенному уменьшению количества нерастворившихся карбидных частиц, что приводит к образованию при охлаждении пластинчатого перлита.
Интервал отжигаемости зависит от содержания углерода в заэвтектоидной стали. Для сталей, содержащих 1,1...1,3 % С, он составляет порядка 30 °C. При приближении состава стали к эвтектоидному, когда точки Ai и Аст сближаются, интервал отжигаемости сужается до 10... 15 °C и получение структуры зернистого перлита усложняется. Так как в заэвтектоидных сталях, легированных карбидообразующими элементами, процесс растворения карбидной фазы при нагреве затруднен, то их интервал отжигаемости лежит при более высоких температурах и он шире, чем для углеродистых сталей.
Отжиг с нагревом в интервал отжигаемости, приводя к образованию зернистого перлита, обеспечивает минимальную твердость стали. При нагреве до температур, лежащих как ниже, так и выше этого интервала, твердость отожженной стали возрастает в связи с присутствием в структуре пластинчатого церлита.
Охлаждение заэвтектоидных углеродистых сталей при отжиге проводят со скоростями 20...50 град/час. При больших скоростях охлаждения переохлаждение ниже критических точек оказывается значительным и диффузионное превращение протекает с образованием пластинчатого перлита. Чем меньше количество нерастворившихся при нагреве карбидов и чем более однороден аустенит, тем ниже предельная скорость охлаждения, обеспечивающая образование зернистого перлита. Варьируя скорость охлаждения, можно в широких пределах изменять дисперсность карбидных частиц, а следовательно, и твердость стали. На практике подбирают такую скорость охлаждения, которая обеспечивает структуру и твердость, оговоренные ГОСТами или техническими условиями. Охлаждение с регламентированной скоростью обычно осуществляется до 600...500 °C , далее металл охлаждают ускоренно на воздухе.
Заэвтектоидные стали с целью получения зернистого перлита часто подвергают изотермическому отжигу. После нагрева в интервал Hj— Аст их ускоренно подстуживают до 650...680 °C и делают выдержку в течение 2...4 часов, обеспечивающую завершение диффузионного превращения. Дальнейшее охлаждение может
279
осуществляться на воздухе. При наличии достаточного количества нерастворившихся при нагреве карбидов такой режим охлаждения обеспечивает формирование зернистого перлита. Изотермический отжиг имеет меньшую длительность, зернистый перлит получается более однородным, а также уменьшается опасность образования карбидной сетки. Следует лишь заметить, что надежно выдержать температурный режим изотермического отжига можно лишь при обработке изделий небольшого сечения.
Если однократного нагрева выше Л| и последующего охлаждения недостаточно для получения структуры зернистого перлита, то можно применить маятниковый или циклический отжиг, включающий несколько циклов нагрева и охлаждения (см.рис. 12.8). При обработке заэвтектоидных углеродистых сталей нагрев осуществляют до 750..780 °C, а охлаждение до 670...690 °C. При каждом на греве растворяются в первую очередь пластинчатые карбиды, оставшиеся от предыдущего цикла обработки, и при последующем охлаждении все большее количество цементита будет выделяться на глобулярных частицах. После завершения последнего цикла охлаждение, начиная с 550..600 °C, можно проводить на воздухе. Маятниковый отжиг дает наилучшие результаты, но осуществить его в производственных условиях трудно.
Для получения структуры зернистого перлита в доэвтектоидных сталях чаще всего используют неполный отжиг с нагревом в интервал Ас\—Ас$. Охлаждение при отжиге может осуществляться как непрерывно со скоростями порядка 20...50 град/час, так и с изотермической выдержкой несколько ниже Ас\, обычно при 680...700 °C. Нагрев доэвтектоидной стали выше Ас\ сопровождается достаточно быстрым растворением цементита. Поэтому необходим режим нагрева, обеспечивающий высокую неоднородность аустенита. Тогда при распаде переохлажденного аустенита местами предпочтительного зарождения цементита будут служить участки аустенита с повышенным содержанием углерода и появятся условия для формирования зернистого перлита.
При нагреве сталей со структурой пластинчатого перлита до температур ниже Ас\ процессы сфероидизации карбидов можно существенно интенсифицировать, проводя предварительную холодную пластическую деформацию (см. раздел 3.1). В деформированных сталях сфероидизация развивается при более низких температурах, завершается значительно быстрее и обеспечивает образование глобулярных карбидов, более однородных по размерам. При отжиге деформированных сталей может заметно ус
280
кориться не только сфероидизация, но и коалесценция карбидов. В зависимости от режимов пластической деформации и последующего нагрева в деформированной ферритной матрице получают также развитие процессы возврата и рекристаллизации. Холодная пластическая деформация как метод интенсификации сфероидизации карбидов нашла применение при производстве калиброванного подката и проволоки из доэвтектоидных сталей, которые подвергают волочению и отжигу, обеспечивающему не только снижение прочности, но и формирование структуры зернистого перлита.
Перспективным направлением ускорения сфероидизации карбидов является использование теплой пластической деформации. Режим обработки может включать аустенитизацию и последующую пластическую деформацию с умеренными обжатиями как выше Ас\ (730...780 °C), так и несколько ниже ее (650...700 °C). Образовавшиеся при пластической деформации аустенита дислокации способствуют гетерогенному зарождению карбидов и получению при диффузионном превращении структуры мелкозернистого перлита. Интенсификация сфероидизации оказывается настолько существенной, что образование карбидов преимущественно глобулярной формы можно наблюдать даже тогда, когда охлаждение после деформирования осуществляется на воздухе без какой-либо дополнительной изотермической выдержки.
Теплой пластической деформации при температурах ниже Ас\ (600...700 °C) можно подвергать и стали с исходной ферритно-карбидной структурой. Во время последующей выдержки при температурах деформирования трансформация пластинчатого перлита в зернистый резко ускоряется и в тем большей мере, чем выше степень деформации. В случае больших степеней деформации (50 % и более) сфероидизация карбидов получает существенное развитие и даже может полностью завершиться непосредственно во время деформирования. Такой процесс получил название динамической сфероидизации. Эффект преобразования пластинчатых частиц карбидов в зернистые связывают с интенсификацией диффузионных процессов во время деформирования. Не исключено, что ускоренному делению цементитных пластин способствуют образовавшиеся при деформировании суб1раницы в феррите и цементите, выходящие на межфазную поверхность (см. раздел 3.1). Если стали содержат карбидообразующие элементы, то при про чих равных условиях в них наблюдается меньшая по сравнению с углеродистыми сталями степень динамической сфероидизации.
281
При использовании теплой пластической деформации коалесценция карбидов не успевает получить существенного развития и образующаяся структура характеризуется наличием более мелких карбидных частиц, чем после обычных режимов отжига. Деформированная сталь имеет также повышенную твердость. Поэтому технологический процесс, включающий теплую пластическую деформацию, обычно рассматривается, как предварительная обработка, за которой следует сфероидизирующий отжиг, доводящий структуру и твердость до уровня требований стандартов. Однако время отжига при этом может быть радикально сокращено. В итоге длительность комбинированной обработ ки, состоящей из теплой пластической деформации и последующего отжига, может быть в несколько раз короче, чем традиционные режимы сфероидизирующего отжига.
12.8.	ОТЖИГ ДЛЯ ПРЕДУПРЕЖДЕНИЯ ФЛОКЕНООБРАЗОВАНИЯ
Флокенами называют хрупкие трещины, возникающие во внутренних объемах крупных поковок или прокатных профилей большого сечения. Появление флокенов обусловлено совместным действием водорода и растягивающих напряжений. Растворимость водорода в стали, находящейся в аустенитном состоянии, плавно уменьшается при понижении температуры и скачкообразно падает при у -> а-превращении. Вследствие этого при охлаждении стали после горячей обработки давлением происходит выделение водорода из твердого раствора. Водород, выделяющийся в поверхностных слоях заготовки, удаляется в атмосферу диффузионным путем. Времени для удаления водорода из глубинных объемов оказывается, как правило, недостаточно и происходит скопление его в дефектных местах кристаллической решетки. С понижением температуры давление водорода, выделившегося внутри металла, быстро возрастает. Возникающие при этом растягивающие напряжения, суммируясь с напряжениями того же знака любого другого происхождения (термическими, фазовыми, деформационными), могут превысить сопротивление разрушению стали и вызвать образование внутренних трещин — флокенов.
Для предотвращения образования флокенов необходимо возможно полнее удалить водород из глубинных объемов стали и снизить внутренние напряжения. Достигается это путем проведения специальной термической обработки. Так как основная масса водорода выделяется в процессе превращения аустенита, а флокены образуются при низких температурах (чаще всего ниже 300...200 °C),
282
то противофлокенная термическая обработка должна быть такой, чтобы обеспечить превращение аустенита и гарантировать удаление выделившегося водорода при температурах, исключающих образование флокенов.
Предотвратить образование флокенов в поковках из углеродистых и низколегированных сталей сечением до 100... 150 мм можно путем непрерывного медленного охлаждения после окончания горячей пластической деформации. В интервале температур (300...100 °C), опасном с точки зрения образования флокенов, скорость охлаждения должна быть не выше 10 град/час.
Поковки большего сечения (до 700 мм) из низко- и среднелегированных сталей, обладающих относительно невысокой устойчивостью переохлажденного аустенита в перлитной области температур, подвергают двухступенчатой изотермической обработке (рис. 12.9). По окончании горячей деформации поковки немедленно помещают в нагретую печь, накапливая их до полной загрузки печи (первая ступень). В течение этой первой выдержки, температура которой обычно близка к температуре максимальной скорости диффузионного превращения, происходит перлитное превращение аустенита и выделение водорода из твердого раствора. Затем температуру повышают и делают вторую изотермическую выдержку, достаточную для полного завершения превращения аустенита и удаления выделившегося водорода в атмосферу. Температуры первой и второй ступеней обработки назначают в зависимости от химического состава стали. Стали, мало различающиеся по кинетике превращений аустенита, подвергают обработке по одному и тому же режиму.
Логарифм времени--►
а
Рис. 12.9. Схема диаграмм превращений переохлажденного аустенита (а) среднелегированных сталей (35Х, 55Х, 45ХН и др.) и режим их противофлокенной термической обработки (б)
283
Рис. 12.10. Схема диаграмм превращений сталей типа 18Х2Н4ВА (о) и режим их противофлокенной термической обработки (б)
Рассмотренная выше противофлокенная термическая обработка неприемлема для высоколегированных конструкционных сталей типа 18Х2Н4ВА, 38XH3MA и других, переохлажденный аустенит которых не претерпевает перлитного превращения или последнее начинается после очень длительного инкубационного периода и протекает крайне медленно. Такие стали подвергают трехступенчатой противофлокенной обработке (рис. 12.10). В течение первой ступени — накапливания заготовок в печи — сталь сохраняет аустенитную структуру. Следующая ступень обработки заключается в охлаждении до температур мартенситного интервала. Так как устойчивость переохлажденного аустенита этой группы сталей в температурном интервале промежуточного превращения относительно невелика, то во время охлаждения часть аустенита успевает превратиться в бейнит. Образование бейнита и мартенсита приводит к выделению водорода из твердого раствора. Длительность выдержки ниже Мн должна обеспечить выравнивание температуры по сечению изделия. Но в то же время она должна быть заведомо меньше инкубационного периода образования флокенов. Заключительная третья ступень обработки при температурах, близких к нижней границе интервала А1г обеспечивает удаление водорода в атмосферу. Температуру третьей ступени назначают с учетом характера легирования стали. Чем больше содержание в стали никеля, понижающего интервал Ау, тем ниже температура последней стадии обработки.
Высоколегированные стали, содержащие более 10... 12 % легирующих элементов, подвергают более сложной многоступенчатой противофлокенной обработке.
284
Глава 13
ЗАКАЛКА
Углеродистые и легированные стали подвергают закалке с целью получения мартенситной структуры. Для закалки стали на мартенсит необходимо изделие нагреть до аустенитного состояния, а затем после некоторой выдержки охладить со скоростью, превышающей верхнюю критическую скорость закалки Квкз чтобы подавить распад переохлажденного аустенита при температурах диффузионного и промежуточного превращений. Такая обработка является разновидностью закалки на метастабильную структуру.* В структуре закаленной стали, кроме основной структурной составляющей — мартенсита, всегда имеется некоторое количество остаточного аустенита, а также могут присутствовать карбидные частицы, не растворившиеся при аустенитизации или выделившиеся в процессе самоотпуска.
Важнейшей особенностью закалки на мартенсит является упрочнение стали. Мартенситная структура обеспечивает существенно больший уровень прочности, чем продукты промежуточного и тем более диффузионного превращений. Для низколегированных сталей эту зависимость иллюстрирует рис. 13.1. Способность стали повышать твердость в результате закалки называют закаливаемостью.
При осуществлении закалки скорость охлаждения уменьшается от поверхностных слоев изделия к центральным. На некотором расстоянии от поверхности она может оказаться ниже СГ!КЗ и даже Кнкз, что приводит к уменьшению количества мартенсита или к его полному исчезновению. В этом случае закалка будет осуществлена лишь в поверхностных слоях изделия, твердость которых будет выше, чем твердость сердцевины изделия. Поэтому
*Если сталь высоко легирована и точка М„ лежит ниже комнатной температуры, то при закалке будет сохранена аустенитная структура. Такая закалка является истинной.
285
Температура превращения, °C
Рис. 13.1. Влияние температуры превращения переохлажденного аустенита на прочность малоуглеродистых сталей (Ф.Б. Пикеринг):
1 — мартенсит; 2 — бейнит; 3 — феррит + перлит
другой характеристикой закаленной стали является прокаливаемость, под которой понимают толщину закаленной зоны.
При проведении закалки, как правило, возникают высокие внутренние напряжения. Они являются
основной причиной коробления изделий и образования трещин.
В связи с этим снижение закалочных напряжений, получение бо-
лее благоприятного их распределения по объему изделия является важной проблемой закалки.
13.1. СВОЙСТВА СТАЛЕЙ, ЗАКАЛЕННЫХ НА МАРТЕНСИТ
Сильное упрочнение стали при закалке обусловлено тем, что ' мартенсит, основная структурная составляющая закаленной стали, обладает высоким сопротивлением пластической деформации. Этот эффект является результатом действия нескольких факторов.
Важную роль в упрочнении мартенсита играет углерод. Твердость мартенсита тем больше, чем выше содержание в нем углерода (рис. 13.2). Находясь в твердом растворе, атомы углерода вызывают тетрагональные искажения в решетке ОЦК. Взаимодействие полей напряжений вокруг атомов углерода с полями напряжений дислокаций затрудняет движение последних. Этот фактор является основной причиной высокой прочности мартенсита углеродистых сталей.
Напряжение течения мартенсита с повышением в нем концентрации углерода, согласно расчетам по разным моделям, растет или линейно, или пропорционально 7% С. М.Робертс и В.Оуэн показали, что зависимость предела текучести закаленных сплавов Fe — 21 % Ni—С от концентрации углерода при —196 °C имеет вид
от = 480 + 1330 7%С.
(13.1)
286
Рис. 13.2. Твердость закаленной стали (7) и мартенсита (2) в зависимости от содержания углерода. Нагрев заэвтектоидных сталей осуществлялся выше Аст
Рис. 13.3. Зависимость предела текучести закаленной стали с 0,2 %С от среднего размера пакета мартенсита D
При закалке сталь охлаждали до — 196°С и при этой же температуре проводили испытания на растяжение, что позволяло исключить процессы образования атмосфер углерода около дислокаций.
Прочность мартенсита связана с размерами его кристаллов и внутренней тонкой структурой. Границы между кристаллами играют роль барьеров при движении дислокаций. На прочность сталей с пакетным мартенситом влияет как размер пакетов, так и реек. Прочностные характеристики связаны с размером пакета соотношением, подобным соотношению Холла-Петча. Напомним, что размер пакета коррелирует с размером зерна аустенита. Измельчение аустенитного зерна приводит к уменьшению размеров пакета и вызывает повышение прочностных свойств. Характер зависимости предела текучести стали с 0,2 % С от размеров аустенитного зерна и пакета мартенсита показан на рис. 13.3. В высо-коуглсродистых сталях с пластинчатым мартенситом прочность зависит от размеров его кристаллов.
Упрочнению мартенсита способствует высокая плотность дислокаций в его кристаллах, особенно в рейках пакетного мартенсита. В кристаллах пластинчатого мартенсита препятствием движению дислокаций являются также границы микродвойников.
О влиянии субструктуры на прочность мартенсита можно судить по следующим данным. По сравнению со структурой, полученной при отжиге, твердость чистого железа в результате мартен-
287
-200	-120	-40 0 40 80
Температура, °C
Рис. 13.4. Твердость мартенсита Fe—Ni—С-сплавов при 196 'С в зависимости от температуры трехчасовой выдержки при указанных температурах:
1 - 0,02 %С, 30,5 %Ni; 2 - 0,23 %С, 26,8 %Ni;
5 — 0,48 %С, 23,3 %Ni; 4-0,59 %С, 19,2 %Ni; 5-0,82 %С, 16,7 %Ni
ситного превращения возрастает с 50...60 HVдо 200...250 HV, а предел прочности с 200...300 до 900...
1000 МПа. Для малоуглеродистых сталей упрочнение, обеспечиваемое
субструктурой, сопоставимо с твердорастворным упрочнением за счет
углерода. Для средне- и высокоуглеродистых сталей этот механизм
упрочнения менее существенен, чем упрочнение атомами углерода.
Важным фактором, обеспечивающим высокое сопротивление пластической деформации мартенсита, является закрепление дислокаций и элементов субструктуры в результате образования на них атмосфер атомов углерода. О значительном вкладе этих процессов в упрочнение Fe—Ni—С-сталей свидетельствуют данные, полученные П. Винчедлом и М. Коэном. Исследованные сплавы, имеющие точку Мк около —35 °C, охлаждали при закалке до —196 °C, а затем отогревали до разных температур. Интенсивное взаимодействие атомов углерода с дислокациями мартенсита при температурах выше —60 °C приводило к дополнительному росту твердости закаленных никелевых сталей с содержанием углерода 0,23...0,82 % (рис. 13.4).
Охлаждение в мартенситном интервале при закалке может сопровождаться самоотпуском мартенсита. Образующиеся при этом дисперсные карбиды также вносят определенный вклад в упрочнение мартенсита. При этом происходит уменьшение содержания углерода в твердом растворе (мартенсите), что действует в противоположном направлении. Благоприятные условия для частичного распада пересыщенного твердого раствора во время охлаждения создаются в низкоуглеродистых сталях с пакетным мартенситом, имеющих высокую точку М1{ (более 300 °C). В сталях с пластинчатым мартенситом распад во время закалки из-за низкой точки Мн обычно менее существенен.
288
Таким образом, можно указать на следующие причины высокого сопротивления пластической деформации мартенсита углеродистых сталей:
—	наличие углерода в твердом растворе;
—	большое число различного рода границ и субграниц;
—	высокая плотность дислокаций;
—	образование на дислокациях и элементах субструктуры мартенсита атмосфер атомов углерода;
—	выделение дисперсных карбидов в результате самоотпуска мартенсита.
Легирующие элементы оказывают слабое влияние на прочностные свойства мартенсита. Наблюдаемое при легировании незначительное дополнительное повышение твердости (не более I...2 HRC) может быть вызвано твердорастворным упрочнением. Нельзя также исключать и косвенное влияние легирующих элементов. Снижая точку Мн, они должны способствовать торможению процессов самоотпуска, в результате чего упрочняющее действие углерода может реализоваться полнее.
Прочность закаленных сталей зависит нс только от прочности мартенсита, но и от присутствия в структуре остаточного аустенита. Повышенное количество этой мягкой структурной составляющей отрицательно сказывается на упрочнении при закалке. Для нелегированных сталей такой эффект становится заметным при содержании углерода более 0,7 %. В случае аустенитизации, обеспечивающей полное растворение карбидной фазы, вследствие снижения точки Л/н и увеличения количества остаточного аустенита, твердость высокоуглеродистых сталей в закаленном состоянии оказывается тем ниже, чем больше в них содержится углерода (см. рис. 13.2).
При закалке углеродистых сталей наряду с повышением сопротивления пластической деформации происходит снижение пластичности и сопротивления хрупкому разрушению. Основная причина резкого охрупчивания — малая подвижность дислокаций мартенсита, что в первую очередь связано со значительными искажениями кристаллической решетки, которые вызывают находящиеся в твердом растворе атомы углерода. Кроме того, атомы углерода закрепляют дислокации, образуя вокруг них атмосферы Коттрелла. Низкая подвижность дислокаций не обеспечивает релаксации локальных напряжений у вершины трещины, что и обуславливает низкое сопротивление распространению хрупких трещин.
289
Рис. 13.5 Характерный вид разрушения закаленной стали при динамическом нагружении при 20°С (Д.П. Родионов), *1000
Чем выше содержание углерода в мартенсите, тем ниже пластичность и сопротивление хрупкому разрушению. Испытания на растяжение закаленных сталей надежны только при сравнительно невысоком содержании углерода (до 0,3 %). Высокоуглеродистые стали в закаленном состоянии об
ладают практически нулевой пластичностью; при приложении растягивающих напряжений их разрушение происходит хрупко до достижения предела текучести. В то же время безуглеродистые стали, у которых торможение движения дислокаций обусловлено в основном границами мартенситных кристаллов и их субструктурой, обладают после закалки достаточно высокими пластичностью и вязкостью.
Характер разрушения закаленных углеродистых сталей зависит от содержания в них углерода. Закаленные малоуглеродистые стали в случае динамического нагружения при комнатной температуре претерпевают смешанное транскристаллитное разрушение, осуществляемое как вязко, так и квазисколом. В закаленных сталях с повышенным содержанием углерода (более 0,3...0,4 %) разрушение протекает преимущественно квазисколом (рис. 13.5). Одновременно в изломах могут появляться участки хрупкого интеркри-сталлитного разрушения. С увеличением содержания углерода склонность к интеркристаллитному разрушению возрастает. Но особенно сильно она повышается при укрупнении зерна аустенита.
Если закаленная сталь имеет структуру пакетного мартенсита, то размер фасеток квазискола в изломе, как правило, соответствует размерам пакетов. При кристаллографическом анализе поверхности излома обнаружено, что разрушение в пакете происходит как по типичным для а-фазы плоскостям скола {100}а, так и по плоскостям {110}а, {112}а и {123}а. При этом на границах реек не наблюдаются изменения магистрального направления трещин. Как было сказано в пятой главе, пакет мартенсита состоит из реек шес-
290
Рис. 13.6. Схема прохождения трещины по	/ ,.
пакетам мартенсита (Э. Нейлор)	Illi,
-------------------------------- ///////k>^ /
ти ориентировок. Но их ориен-	/////
тировка такова, что в соседних Грс"1'"а рейках пакета можно выделить плоскости с малыми индексами,	////''
которые отклонены друг от друга
на небольшие углы, не превышающие нескольких градусов. При своем распространении трещина "находит" группу таких плоскостей, что позволяет ей пересекать рейки без существенных отклонений. Заметное изменение направления распространения трещины происходит лишь при ее переходе из одного пакета в другой, где она "находит" новую группу плоскостей, по которым ее развитие облегчено (рис. 13.6).
Появление в изломах закаленных сталей участков хрупкого интеркристалл итного разрушения, по-видимому, обусловлено наличием на границах аустенитного зерна повышенной концентрации примесных атомов, ослабляющих межзеренное сцепление. В условиях высокой прочности матрицы образование даже небольших межзеренных сегрегаций примесей может облегчить интеркри-сталлитное развитие трещин. Этот вопрос будет подробно рассмотрен в разделе 14.3.
Наличие высоких внутренних напряжений обуславливает высокую склонность закаленных сталей к образованию микротрещин. Они могут возникать уже непосредственно в процессе осуществления закалки. Вероятность появления трещин растет с увеличением содержания углерода в мартенсите. Резко усиливается процесс образования микротрещин при переходе от пакетного к пластинчатому мартенситу (А. Мадер). Тенденция к возникновению микротрещин возрастает при увеличении размеров мартенситных кристаллов. Микротрещины, появившиеся при закалке, преимущественно развиваются на границах аустенитных зерен. Высказывалось мнение, что причиной межзеренного растрескивания закаленных сталей является аккомодация деформаций, связанных со столкновением на границах зерен крупных кристаллов мартенсита.
Для закаленных на мартенсит сталей характерно так называемое замедленное разрушение, при котором развитие трещины может протекать достаточно длительное время. Основная особенность
291
Время до разрушения, с
Рис. 13.7. Замедленное разрушение закаленной стали 38ХС
этого явления заключается в том, что оно происходит при комнатной температуре под воздействием статических напряжений, значительно меньших величины кратковременной прочности. Развитие замедлен
ного разрушения вызывают не только внешние силы, но и остаточные внутренние напряжения. Его результатом может явиться растрескивание закаленных изделий в процессе их вылеживания перед отпуском.
Типичная кривая замедленного разрушения закаленной стали приведена на рис. 13.7. Можно видеть, что с понижением уровня напряжений время до разрушения возрастает; при этом существует пороговое напряжение, ниже которого разрушение закаленной стали не происходит.
Другим характерным признаком замедленного разрушения является макрохрупкий излом изделия. При приложении нагрузки появление трещин на поверхности изделия наблюдается после некоторого инкубационного периода. Сначала происходит их медленное подрастание. Затем при достижении критического размера одной из трещин происходит быстрый долом изделия. На стадии докритического роста трещин обычно преобладает хрупкое разрушение по границам аустенитного зерна. При доломе развитие трещин может происходить как по границам, так и по телу аустенитных зерен. Соответственно в зоне долома наряду с фасетками хрупкого интеркристаллитного разрушения наблюдаются фасетки квазискола (рис. 13.8).
С увеличением содержания углерода склонность к замедленному разрушению возрастает. Такая же закономерность наблюдается и при повышении содержания в стали примесей, таких как фосфор, сурьма, которые, как будет показано в главе 14, образуют на границах аустенитных зерен сегрегации, ослабляющие межзеренное сцепление. Способствуют развитию замедленного разрушения также укрупнение аустенитного зерна, увеличение скорости охлаждения при закалке, наличие надрезов и трещин на поверхности изделий. Наибольшая склонность к замедленному разрушению наблюдается у свежезакаленных сталей. Выдержка
292
Рис. 13.8. Характерный вид изломов закаленной стали 38ХС при замедленном разрушении:
а — место начала развития трещины, *1500; б— зона долома, *750
при комнатной температуре при отсутствии внешних сил (отдых) увеличивает сопротивление замедленному разрушению, что проявляется в повышении порогового напряжения. Резко уменьшает склонность к замедленному разрушению отпуск закаленной стали.
Физическая природа замедленного разрушения окончательно не выяснена. Предполагается, что при закалке в процессе роста мартенситных кристаллов происходит "динамический удар” о границу аустенитного зерна, приводящий к возникновению высоких локальных микронапряжений (В.И. Саррак). Последние являются причиной образования микротрещин на межзеренных граница’ которые, в свою очередь, могут быть ослаблены присутствием н них примесных сегрегаций. Благоприятное влияние послезакало1 него отдыха на сопротивление замедленному разрушению связь* вают с релаксацией микронапряжений на границах зерен аустенит а Существует и иная точка зрения, согласно которой склонность закаленных сталей к замедленному разрушению обусловлена действием водорода, который в небольших количествах всегда присутствует в стали. Диффундируя на границы аустенитного зерна, атомы водорода ослабляют межзеренное сцепление и облетают образование и развитие интеркристаллитных трещин (см. также раздел 14.5).
Вследствие высокой хрупкости и больших внутренних напряжений углеродистые стали в закаленном состоянии не используются. В качестве заключительной операции всегда производится отпуск.
293
13.2.	ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ СТАЛЕЙ
Как было сказано выше, под прокаливаемостью понимают толщину закаленной зоны. Рассмотрим, как изменяется эта характеристика для двух цилиндрических образцов одинаковых размеров из разных сталей, характеризующихся различной верхней критической скоростью закалки Квкз. При их охлаждении после аустенитизации скорость охлаждения Кохл по сечению меняется так, как показано на рис. 13.9. Тогда в первом образце, имеющем более высокую Квкз (рис. 13.9, а), полностью мартенситная структура сформируется лишь в поверхностном слое I, для которого Уохл больше Квкз, т. е. прокаливаемость окажется неполной. В тех объемах образца (слой II), где Кохл меньше Квкз, но больше Р^кз, часть переохлажденного аустенита распадается с образованием продуктов диффузионного и промежуточного превращений. В центральной части образца (зона III), в которой ^)ХЛ меньше F^K3, возни-
Рис. 13.9. Схема, показывающая прокаливаемость цилиндрических образцов из сталей, имеющих высокую (о) и низкую (6) верхнюю критическую скорость закалки
294
кает только фсрритно-карбидная структура. Во втором образце с малой Квкз (рис. 13.9, б) достигается сквозная прокаливаемость, так как Кохл превышает Квкз по всему сечению цилиндра. Полную прокаливаемость можно получить и на первом образце, если его охлаждение интенсифицировать так, чтобы Иохл в центре стала больше, чем Увкз. Таким образом, величина прокаливаемости определяется скоростью охлаждения и верхней критической скоростью закалки, зависящей от устойчивости переохлажденного аустенита.
При сквозной прокаливаемости свойства стали непосредственно после закалки достаточно однородны по сечению изделия. Эта закономерность сохраняется и после окончательного отпуска. При неполной прокаливаемости в закаленном состоянии твердость снижается от поверхностных закаленных слоев к центру изделия. Наиболее низкую твердость центральные слои имеют тогда, когда при охлаждении в них образуются только продукты диффузионного превращения переохлажденного аустенита. Высокий отпуск может значительно уменьшить различия в твердости и пределе прочности по сечению изделия с неполной прокаливаемостью. Однако предел текучести, пластичность и ударная вязкость в центральных слоях будут ниже, чем в поверхностном закаленном слое. Это обусловлено разным характером ферритно-карбидной структуры. Высокий отпуск приводит к формированию в поверхностном закаленном слое сорбита отпуска, состоящего из феррита, имеющего субзсрснное строение, и карбидных частиц зернистой формы, относительно равномерно распределенных в матрице. В сердцевине изделия, где в процессе охлаждения распад переохлажденного аустенита прошел по диффузионному механизму, высокий отпуск обычно не вызывает глубоких изменений структуры: сохраняется пластинчатая форма карбидов и практически не изменяется строение участков избыточного феррита, если они возникли при охлаждении во время закалки.
В связи с вышесказанным, при закалке изделий ответственного назначения, которые должны обладать высокими и однородными механическими свойствами по всему сечению, стремятся иметь полную прокаливаемость.
Увеличение прокаливаемости изделия данных размеров может быть достигнуто путем повышения скорости охлаждения. Однако увеличение скорости охлаждения приводит к росту внутренних напряжений, что, в свою очередь, может вызвать появление закалочных дефектов (коробление, закалочные трещины и т. д.).
295
Наиболее эффективный путь увеличения прокаливаем ости — уменьшение верхней критической скорости закалки. Последняя определяется устойчивостью переохлажденного аустенита. Величина Евкз углеродистых сталей зависит от устойчивости переохлажденного аустенита при температурах диффузионного превращения. У легированных сталей наименьшая устойчивость переохлажденного аустенита зависит от химического состава и может наблюдаться в температурных областях как диффузионного, так и промежуточного превращений (см. рис. 7.10). Если Евкз определяется устойчивостью переохлажденного аустенита при температурах диффузионного превращения, то прокаливаемосгь называется перлитной, а если при температурах промежуточного превращения — бейнитной. Соответственно различают стали с перлитной и бейнитной прокаливаемостъю.
Все факторы, увеличивающие устойчивость переохлажденного аустенита, повышают и прокаливаемость сталей. Особенно сильно на прокаливаемость влияет химический состав аустенита. Углеродистые стали характеризуются малой устойчивостью переохлажденного аустенита и, следовательно, высокой Квкз и поэтому имеют небольшую прокаливаемость, которая зависит от содержания в них углерода. Наибольшей устойчивостью переохлажденного аустенита и прокаливаемостью обладают стали, близкие к эвтектоидному составу. Прокаливаемость доэвтектоидных сталей с уменьшением содержания углерода снижается, что связано с ускорением диффузионного превращения. Прокаливаемость заэвтектоидных сталей тем меньше, чем больше в них углерода. При закалке любых углеродистых сталей в воде сквозную прокаливаемость удается получить в сечениях не более 10...15 мм.
Значительное увеличение устойчивости переохлажденного аустенита и прокаливаемости достигается путем легирования стали. Общие закономерности влияния легирующих элементов на диффузионное и промежуточное превращения подробно рассмотрены в четвертой и шестой главах. Отметим лишь следующее. Все легирующие элементы, за исключением кобальта, повышают устойчивость переохлажденного аустенита и соответственно прокаливаемость. Такое их влияние наблюдается, когда они находятся в аустените. Если элементы образуют карбиды, не растворяющиеся при нагреве под закалку, то устойчивость переохлажденного аустенита и прокаливаемость могут уменьшиться. При оценке воздействия легирующих элементов на перлитную прокаливаемость следует учитывать, что некоторые из них по-разному влияют на скорость образования эвтектоида и избыточных фаз.
296
Особенно эффективно увеличивает прокаливаемость комплексное легирование хромом, никелем, марганцем и молибденом. Прокаливаемость доэвтектоидных сталей, у которых минимальная устойчивость переохлажденного аустенита определяется скоростью выделения избыточного феррита, существенно возрастает при малых присадках бора. Бейнитная прокаливаемость легированных сталей заметно растет при увеличении содержания углерода.
Измельчение аустенитного зерна приводит к ускорению диффузионного превращения и уменьшает перлитную прокаливаемость. Такое же влияние оказывают неметаллические включения, если они являются зародышевыми центрами при диффузионном распаде переохлажденного аустенита. Наоборот, повышение тем пературы аустенитизации может сопровождаться ростом устойчивости переохлажденного аустенита и перлитной прокаливаемое™. На бейнитнос превращение, а значит, и бейнитную прокаливаемость изменение размеров зерна и условий аустенитизации сказывается в меньшей мере, чем на перлитную прокаливаемость.
Глубину закаленного слоя можно определить достаточно просто, хотя и весьма приблизительно, по излому или макрошлифу. Образец или изделие ломают и визуально изучают поверхность излома. Закаленный слой разрушается хрупко и имеет фарфоровидный излом. Разрушение непрокаленной сердцевины происходит вязко с образованием волокнистого излома. На макрошлифе закаленная и непрокаленная зоны травятся по-разному.
Наиболее широко для оценки глубины прокаливаемое™ используется измерение твердости. Но таким способом трудно определить границу чисто мартенситной зоны. Присутствие в структуре, кроме мартенсита, 5—10 % продуктов диффузионного превращения переохлажденного аустенита почти не снижает твердости. Резкое изменение твердости наблюдается при образовании более значительных количеств немартенситных продуктов распада. В связи с этим М. Гроссманом было предложено за глубину прокаливаемое™ условно считать расстояние от поверхности до полумартен-ситной зоны, содержащей 50 % мартенсита и 50 % троосгита. Недостаток рассматриваемого способа опенки глубины прокаливаемое™ заключается в том, что допускается наличие в закален ном слое немартенситных продуктов распада. А как известно, даже относительно небольшое их количество может отрицательно повлиять на свойства закаленной стали после высокого отпуска. Но в то же время этот способ удобен для сравнения прокаливаемое™ сталей.
297
Чем выше содержание углерода в стали, тем больше твердость полумартенситной зоны. Эту зависимость в сопоставлении с твердостью закаленных сталей, содержащих более 50% мартенсита, иллюстрирует рис. 13.10.
Для характеристики прокаливаемости пользуются также понятием критического диаметра £>кр, под которым понимают максимальный диаметр цилиндра, закаливающегося насквозь в данном охладителе. Пусть цилиндры, изготовленные из одной стали и имеющие различные диаметры, закалены в воде. Предположим, что цилиндры 1 —3 закалились насквозь, а в цилиндре 4 сердцевина осталась непрокаленной (рис. 13.11). В этом случае критический диаметр (Д°р) будет больше, чем диаметр цилиндра 3, но меньше диаметра цилиндра 4. Очевидно, что если закалку осуществить в среде с меньшей охлаждающей способностью, например в масле, то критический диаметр уменьшится (Л^*р < Л®р). Следовательно, при прочих равных условиях каждой охлаждающей среде соответствует определенный критический диаметр для данной стали.
Чтобы исключить влияние охлаждающей среды на прокаливае-мость, используют понятие идеального критического диаметра Dx. Под ним понимают максимальный диаметр цилиндра, который закаливается насквозь в "идеальной” жидкости. Считается, что при погружении образца в такую жидкость его поверхность мгновенно принимает температуру жидкости и теплоотвод от поверхности происходит с бесконечно большой скоростью.
Рассмотрим наиболее распространенные методы оценки прокаливаемости.
Метод пробной закалки образцов. Закалке подвергают цилиндрические образцы, длина которых не менее чем в четыре раза больше диаметра, что позволяет не учитывать их охлаждение со стороны торцов. Затем из средней части цилиндра вырезают перпендикулярно его оси пластину (темплет), на которой измеряют твердость вдоль диаметра. По полученным данным строят кривые распределения твердости по сечению образца (рис. 13.12). Нанеся на эти кривые горизонтальную линию, соответствующую твердости полумартенситной зоны, определяют диаметр непрокалив-шейся сердцевины образца DH. О прокаливаемости можно судить по протяженности полумартенситной зоны h или по отношению DH/D, где D — диаметр образца (см. рис. 13.12).
Данные, полученные на нескольких образцах, позволяют найти идеальный критический диаметр Dx, критический диаметр Дкр
298
Охлаждение в масле
Ь
20
0,1 0,2 0,3 0.4 0,5 0,6 0.7 Содержание углерода, %
Рис. 13.10. Влияние содержания углерода на твердость закаленной стали, имеющей в структуре 99,9 (/), 95 (2), 90 (3), 80 (4) и 50 (5) % мартенсита
Охлаждение в воде

2	3	4	5	6
Рис. 13.11. Схема влияния размеров цилиндрических образцов на прокаливаемость. Заштрихованная зона — закаленный слой; светлая зона — непрокаленный слой.
Диаметр образцов: 1 — 25; 2 — 37,5; 3 — 50; 4 — 62,5; 5 — 75; 6 — 100 мм
1
Рис. 13.12. Изменение твердости по сечению цилиндрических образцов стали с 0,4 %С после закалки в воде (а) и схема определения показателей прокаливаемости (б):
НКСпи — твердость полумартенситной зоны
299
Рис. 13.13. Номограмма для определения коэффициента интенсивности охлаждения Н (М.А. Гроссман)
300
для конкрет ной закалочной среды, а также оценить охлаждающую способность последней. С этой целью можно воспользоваться способом, разработанным М. Гроссманом. Для характеристики охлаждающей способности закалочных сред он предложил использовать коэффициент интенсивности охлаждения Н, который определяют по номограмме, приведенной на рис. 13.13. В исследуемой среде проводят закалку цилиндров, по крайней мере, трех разных диаметров, причем выбранные диаметры не должны обеспечить сквозную прокаливаемость. Далее измеряю! твердость и определяют £)„/£> для всех исследованных цилиндров. Полученные результаты наносят на кальку в координатах DH/D—D, при этом масштаб по осям должен быть такой же, как и на номограмме. Калька с нанесенными экспериментальными точками прикладывается к номофамме и перемещается в горизонтальном направлении до тех пор, пока все точки не попадут на одну кривую. Затем отсчитывают HD путем проецирования любой экспериментальной точки на ось абсцисс. Разделив это произведение на D, определяют значение Н.
Если известна величина Н, то диаграмма, приведенная на рис. 13.14, позволяет, зная Дкр, определить Dm для исследуемой стали или наоборот.
О 40 80 120 160 200 240 280 320 D~ мм
Рис. 13.14. Зависимость между идеальным (£>,„) и действительным критическим (£>кр) диаметром при различных условиях охлаждения. У кривых указаны значения коэффициентов интенсивности охлаждения Н
301
-015.
Вода
Расстояние от охлаждаемого торца, мм
б
Рис. 13.15. Схема торцевой закалки (а) и изменение твердости по длине образца (6) из стали с 0,5 %С и 3 %Ni
Метод торцевой закалки образцов (метод Джомини). Цилиндрический образец определенных размеров подвергают аустенитизации и помещают в специальную установку, в которой он охлаждается с торца струей воды под определенным напором (рис. 13.15). После охлаждения на цилиндрической поверхности образца со-шлифовывают две диаметрально противоположные площадки вдоль оси. На одной из площадок замеряют твердость на различном удалении от охлаждавшегося торца и строят кривую прокаливаемо-сти в координатах "твердость—расстояние от охлаждаемого торца".
По мере удаления от торца скорость охлаждения непрерывно снижается. Там, где она становится ниже Квкз, образуются немартенситные продукты распада переохлажденного аустенита и твердость начинает резко уменьшаться. Чем меньше прокаливаемость стали, тем ближе к торцу наблюдается снижение твердости. За меру прокаливав мости часто принимают расстояние от охлаждаемого торца до участка с твердостью, соответствующей полумар-тенситной зоне.
М.Е. Блантером предложена номограмма, связывающая результаты торцевой закалки с идеальным критическим диаметром или критическим диаметром для наиболее распространенных закалочных сред (рис. 13.16). Расчет прокаливаемости можно осу
302
ществить для двух типов структур, содержащих 100 и 50 % мартенсита. Соответственно в верхней части номограммы имеются шкалы I и II. Пусть при торцевой пробе определено расстояние от торца образца до полумартенситной зоны в зависимости от требующейся структуры сердцевины закаливаемого изделия. Откладывают это значение на шкале I или II. Далее от полученной точки опускаю! перпендикуляр до линии, соответствующей охлаждению в идеальной жидкости, и через точку пересечения проводят горизонтальную линию. Точки пересечения горизонтали с линиями, характеризующими охлаждение в воде, масле и на воздухе, определяют критические диаметры при охлаждении в этих средах. Номограмма позволяет оценить прокаливаемость не только цилиндра, но и паралеллепипеда, и шара.
На прокаливаемость стали влияю! колебания химического состава, величина зерна аустенита и другие факторы. Поэтому каждая марка стали характеризуется полосой прокаливаемости, которую строят на основании исследования большого количества плавок (рис. 13.17). Величина прокаливаемости в технологической документации может быть задана по максимальной и минимальной твердости на определенном расстоянии от торца или по максимальному и минимальному расстоянию от торца до сечения с определенной твердостью.
Необходимо отметить, что описанный метод торцевой закалки неприменим для определения прокаливаемости высоколегированных сталей, устойчивость переохлажденного аустенита которых весьма велика. Это становится очевидным в случае, когда стандартный образец способен закаливаться с образованием мартенсита даже при охлаждении на воздухе. Для определения прокаливаемости таких сталей применяют массивные образцы, утепленные экранами.
13.3.	УСЛОВИЯ ПРОВЕДЕНИЯ ЗАКАЛКИ
Нагрев под закалку. В большинстве случаев нагрев под закалку осуществляется с максимально возможной скоростью. Чаще всего он производится посадкой изделий в печь, разогретую до заданной температуры закалки, или путем индукционного нагрева. Изделия из высоколегированных сталей, имеющих низкую теплопроводность и повышенную склонность к трещинообразованию, с целью уменьшения внутренних напряжений нагревают по ступенчатому режиму. Если при закалке изделие полностью нагревают до задан-
303
304
Рис. 13.17. Полоса прокаливаемости сталей 18ХГМ (а) и 40 (б)
ной температуры, то закалка называется объемной. В том случае, когда до температур, превышающих Ас^, нагреваются только поверхностные слои изделия, закалку называют поверхностной (или, в зависимое™ от способа нагрева, индукционной, лазерной и т. д.).
Температура нагрева под закалку зависит от содержания углерода и характера легирования стали. Доэвтектоидные углеродистые стали нагревают до температур на 30...50 °C выше точки Ас-$ (рис. 13.18). Выдержка при температуре нагрева должна обеспечить не только выравнивание температуры по сечению изделия, но и гомогенизацию аустенита. При этом чрезмерное увеличение длительности выдержки нежелательно, так как это может привести к росту аустенитного зерна. Более высокий нагрев тоже нецелесообразен, так как может произойти существенный рост юрна аустенита. Тогда при закалке будет образовываться структура крупноигольчатого мартенсита, характеризующаяся повышенной склонностью к хрупкому разрушению. За исключением специфического случая, рассмотренного в разделе 13.9, нагрев до температур, лежащих ниже Ас3, также неоптимален, так как при этом в структуре закаленной стали, кроме мартенсита, будут присутствовать участки феррита, т. е. произойдет неполная закалка. Так как феррит намного мягче мартенсита, то он снизит твердость закаленной стали и отрицательно повлияет на другие механические свойства закаленной стали после окончательного отпуска.
Для заэвтектоидных углеродистых сталей температура нагрева под закалку превышает точку Act на 30...50 °C. Так как при этом нагрев осуществляется в интервале Act—Асст, то часть цементита оста-
305
Н 5001--------'------*------
0	0,5	1,0	1,5
Рис. 13.18. Интервал температур нагрева под закалку углеродистых сталей (схема)
ется нерастворенной. В принципе такая закалка является неполной. Перед закалкой заэвтектоид-ные стали подвергаются сферои-
Содержание углерода, % дизирующему отжигу и имеют структуру зернистого перлита. Поэтому для не растворившихся при нагреве под закалку цементитных частиц характерна глобулярная форма. Такие карбиды в структуре закаленных заэвтектоидных сталей, используемых для изготовления инструмента, полезны, так как они повышают износостойкость.
Для заэвтектоидных сталей при нагреве в интервал Ас\—Асст содержание углерода в аустените должно соответствовать линии SE на диаграмме Fe—С. Но если при нагреве успевает раствориться меньше карбидной фазы, чем это следует из равновесных условий, то концентрация углерода в аустените, а значит, и в мартенсите может заметно снизиться.
При повышении температуры нагрева заэвтектоидных сталей выше оптимального уровня происходит более полное растворение карбидов, что сопровождается увеличением содержания углерода в аустените, снижением точки Л/н и увеличением количества остаточного аустенита при закалке. Последнее может привести к значительному снижению твердости закаленной стали несмотря на повышение твердости мартенсита. Уменьшение количества нерастворившихся карбидов при повышении температуры аустенитизации способствует также росту зерна аустенита. Особенно интенсивно этот процесс развивается при нагреве выше точки Аст. Кроме того, с повышением температуры нагрева возрастают и внутренние напряжения, возникающие при закалке.
Температура нагрева под закалку легированных сталей заметно выше, чем углеродистых. Наличие в стали карбидообразующих элементов изменяет растворимость цементита при нагреве, а также замедляет процессы гомогенизации аустенита. Для многих доэвтектоидных среднелегированных сталей температура нагрева превышает точку Асу на 50... 100 °C. Высоколегированные стали с большим содержанием карбидообразующих элементов нагрева
306
ют до более высоких температур, чтобы вследствие растворения большего количества специальных карбидов обеспечить необхо
димую концентрацию углерода и легирующих элементов в аустените. Так, например, штамповые стали 4Х5МФС, 4Х4ВМФС и 5ХЗВЗМФС закаливают с температур 1000...1020, 1050...1070 и 1120... 1140 °C соответственно. Для каждой конкретной стали температурные интервалы нагрева под закалку можно найти в справочниках и, если это необходимо, уточнить эксперимен
тальным путем.
Охлаждение при закалке. Охлаждение должно обеспечить получение мартенситной структуры в нужной толщине изделия. С другой стороны, охлаждение при закалке не должно вызывать появление высоких внутренних напряжений, приводящих к короблению и образованию трещин.
Охлаждение необходимо осуществлять со скоростью большей, чем верхняя критическая скорость закалки. Однако для получения мартенситной структуры не обязательно охлаждать с высокой скоростью во всем температурном интервале. Более того, такое охлаждение нецелесообразно, так как возникают большие внутренние напряжения. Высокая скорость охлаждения, большая, чем Ивкз, должна быть в температурном интервале минимальной устойчивости переохлажденного аустенита. В мартенситном интервале ее желательно уменьшить, чтобы снизить возникающие внутренние напряжения. При этом следует учитывать, что слишком медленное охлаждение может привести к самоотпуску мар-
тенсита, а также к увеличению количества остаточного аустенита вследствие эффекта термической стабилизации. Кроме того, допустимо некоторое уменьшение скорости охлаждения при температурах, лежащих выше температурного интервала интенсивного развития диффузионного превраще-
ния. Идеальная кривая охлаждения при закалке показана на рис. 13.19.
На скорость охлаждения влияют охлаждающая способность среды, теплопроводность охлаждаемого металла, размеры и геометрическая форма изделия, качество его поверхности.
Рис. 13.19. Идеальная кривая охлаждения при закалке (схема)
Время
307
Рис. 13.20. Кривые охлаждения в средах, не претерпевающих (а) и претерпевающих (б) изменение агрегатного состояния при охлаждении (схема):
I — стадия пленочного кипения; II — стадия пузырчатого кипения; III — стадия конвективного теплообмена
Охлаждающие среды, используемые при закалке, можно разделить на две группы: не испытывающие и претерпевающие изменения агрегатного состояния в процессе охлаждения. К первой группе относятся газовые среды, расплавы солей, щелочей и металлов, кипящий слой и металлические плиты. При закалке в этих средах скорость охлаждения максимальна в начальный период, когда существует наибольшая разница между температурами поверхности изделия и охлаждающей среды, затем она постепенно падает по мере понижения температуры поверхности изделия (рис. 13.20, а).
Ко второй группе относится вода, водные растворы солей, щелочей и полимеров, минеральные масла. Охлаждение в этих жидких средах протекает в несколько стадий (рис. 13.20 б). При погружении нагретого до высокой температуры изделия в жидкость у его поверхности начинается интенсивное испарение, что сопровождается резким снижением температуры поверхности. Однако эти изменения температуры невелики, так как пар быстро покрывает плотным и тонким слоем поверхность охлаждаемого изделия. Образовавшаяся паровая оболочка, имея низкую теплопроводность, затрудняет отвод тепла от поверхности изделия. Скорость охлаждения на этой стадии, которая называется стадией пленочного кипения, относительно невелика.
По мере понижения температуры поверхности интенсивность парообразования снижается, паровая оболочка становится тоньше, а затем начинает разрушаться. При этом улучшается контакт жидкости с поверхностью изделия. На кипение жидкости у поверхности затрачивается большое количество тепла и скорость охлаждения сущест венно возрастает. Наступает так называемая стадия пузырчатого кипения. Когда температура поверхности изделия
308
станет ниже температуры кипения жидкости, теплоотвод будет осуществляться конвекцией и интенсивность охлаждения резко снизится. Это — стадия конвективного теплообмена.
Об охлаждающей способности жидких сред можно судить по зависимости скорости охлаждения или коэффициента теплоотдачи от температуры поверхности образцов или изделий. В качестве эталонного образца используют серебряный шарик диаметром 20 мм с зачеканенной в его центр термопарой. Ввиду малого размера шарика и высокого коэффициента теплопроводности серебра считают, что температуры поверхности и центра шарика практи
чески одинаковы.
Наиболее широко в качестве охлаждающих сред при закалке используют воду и минеральные масла. Дадим краткую характери
стику этих сред.
Вода обладает высокой охлаждающей способностью, что связано в основном с большой теплотой парообразования. Высокая скорость охлаждения наблюдается уже на стадии пленочного кипения, которая для спокойной воды находится при температурах выше 400 °C. Скорость охлаждения резко возрастает при переходе к стадии пузырчатого кипения (400... 100 °C). Лишь на стадии конвективного теплообмена (ниже 100 °C) охлаждение протекает относительно медленно (рис. 13.21).
Достоинство воды, как закалочной среды, заключается в том, что она обеспечивает высокую скорость охлаждения в температурном интервале диффузионного превращения (650...400 °C).
Это позволяет использовать воду для закалки углеродистых и малолегированных сталей, имеющих малую устойчивость переохлажденного аустенита. Большим недостатком воды является охлаждение с высокой скоростью при 300...200 °C, что для многих сталей совпадает с областью мартенситного превращения. А именно в этом температурном интервале необходимо охлаждать медленно, чтобы снизить внутренние напряжения.
Рис. 13.21. Скорость охлаждения серебряного шарика диаметром 20 мм в воде. У кривых охлаждения указана температура воды (Л.В. Петраш)
309
На охлаждающую способность воды влияют многие факторы. Повышение температуры воды от комнатной до 30...40 °C снижает скорость охлаждения поверхности изделий, причем в большей мере в области высоких температур и в значительно меньшей — в температурном интервале мартенситного превращения (см. рис. 13.21). Следовательно, небольшой нагрев воды уменьшает ее охлаждающую способность при температурах диффузионного превращения, но не устраняет опасности возникновения при закалке высоких внутренних напряжений. При температуре воды 60 °C и выше ее охлаждающая способность снижается в еще большей мере. При этом ввиду смещения стадии пузырчатого кипения к более низким температурам высокая склонность к образованию больших внутренних напряжений сохраняется.
Охлаждающая способность воды существенно зависит от содержания в ней примесей. Нерастворимые твердые и жидкие вещества, образуя взвеси и эмульсии, способствуют повышению стойкости паровой оболочки у поверхности изделий и снижают
температуру ее исчезновения, что приводит к уменьшению интенсивности охлаждения. Подобным образом, хотя и слабее, действуют растворенные в воде газы. Соли и щелочи, растворяясь в воде, повышают ее охлаждающую способность. Такое их влияние обусловлено снижением устойчивости паровой оболочки; стадия пленочного кипения уменьшается или полност ью исчезает. На практике для интенсификации охлаждения обычно в воду добавляют поваренную соль (NaCl) или щелочь (NaOH) в количестве 5... 15 % (рис. 13.22).
Увеличению охлаждающей способности воды способствует ее циркуляция. Она облегчает удаление пара от поверхности изделия
и делает паровую оболочку более тонкой. Еще в большей мере охлаждение ускоряется при использовании душевого способа подачи воды. В этом случае при разбрызгивании воды через спрейерные или душирующие устройства паровая рубашка легко разрушается и теплоотвод интенсифицируется.
Температура, °C
Рис. 13.22. Скорость охлаждения серебряного шарика диаметром 20 мм в водных растворах: 7-5 %NaCl; 2-15 %NaCI; 3-5 %NaOH (Л.В. Петраш)
310
Рис. 13.23. Скорость охлаждения серебряного шарика диаметром 20 мм в масле (Л.В. Петраш)
В качестве закалочной среды иногда используют 40...50%-ный водный раствор NaOH с температурой 80... 100 °C. Скорость охлаждения такой среды при высоких температурах примерно такая же, как у воды, а в температурном интервале мартенситного пре-
вращения заметно меньше, что способствует уменьшению внутренних напряжений. Кроме того, данная среда способствует удалению
окалины и получению светлой поверхности закаленных изделий (светлая закалка).
Минеральное масло охлаждает медленней, чем вода, во всем температурном диапазоне охлаждения поверхности изделий при закалке, что обусловлено меньшей теплотой парообразования и большей вязкостью масла (рис. 13.23). В зависимости от copra масла переход от пленочного к пузырчатому кипению наблюдается при температурах 500...400 °C, а температура начала стадии конвективного теплообмена колеблется в пределах от 400 до 200 °C.
Достоинство масла заключается в том, что оно обеспечивает сравнительно небольшую скорость охлаждения в мартенситном интервале, уменьшая тем самым уровень внутренних напряжений и вероятность возникновения закалочных дефектов. Основной недостаток масла — это невысокая охлаждающая способность в температурном интервале диффузионного превращения. Поэтому
подвергать закалке в масле можно лишь легированные стали с высокой устойчивостью переохлажденного аустенита. Охлаждающая способность масла мало зависит от его температуры. Обычно температуру масла поддерживают на уровне 40...80 °C, чтобы уменьшить его вязкость и облегчить циркуляцию масла в закалочных устройствах. Перемешивание масла эффективно повышает скорость и равномерность охлаждения. В процессе работы масло окисляется, густеет и его охлаждающая способность уменьшается. Поэтому его периодически приходится заменять. Другие недостатки масла — легкая загораемость (температура вспышки 160...300 °C), необхо
311
димость дополнительной очистки поверхности закаленных в масле изделий.
Многие изделия при закалке целесообразно охлаждать со скоростями, промежуточными между скоростями, достигаемыми при охлаждении в воде и масле. Кроме того, часто, исходя из требований экономического и экологического характера, желательно масло не использовать при проведении закалки. В связи с этим были разработаны и нашли достаточно широкое применение новые закалочные среды — водные растворы полимеров (поливиниловый спирт, полиакриламид, соли полиакриловой кислоты и т. д.). Эти закалочные среды безвредны, непожароопасны и дешевы. Изменяя концентрацию полимеров в воде, можно в широких пределах варьировать охлаждающую способность среды. При малых концентрациях полимеров она близка к охлаждающей способности воды, при больших — к охлаждающей способности масла.
Водные растворы полимеров не являются универсальными закалочными средами. Каждая из них может быть использована для закалки вполне определенных конкретных изделий. Для большинства водных растворов полимеров характерна сильная зависимость охлаждающей способности от их температуры. Нагрев таких сред выше 50...60 °C приводит к резкому снижению интенсивности охлаждения.
При проведении некоторых видов закалки (ступенчатой, изотермической) охлаждение изделий осуществляют в расплавах со-
Таблица 13.1
Соли и щелочи, применяемые в качестве охлаждающих сред
Состав среды, % вес.	^ПЛ»	Температурный интервал применения, "С
NaNO3	308	320-550
KNO3	334	350-550
45 % NaNO2+55 % KNO3	137	155-550
50 % NaNO3+50 % KNO3	150 225	160-550 280—550
50 % NaNO2+50 % KNO3	328	350-700
NaOH	360	400-650
KOH	170	200-350
25 % NaOH+75 % KOH 20 % NaOH+80 % KOH с добавкой 6 % H2O	130	150-250
312
Рис. 13.24. Скорость охлаждения серебряного шарика диаметром 20 мм в расплаве 50 %KNO3 + + 50 % NaNO3. У кривых охлаждения указана температура расплава (В. Люег)
лей и щелочей. Эти закалочные среды в температурном интервале охлаждения изделий не изменяю! агрегатного состояния. На практике наиболее широко применяют смеси нитратов и нитритов натрия и калия (селитр) или щелочей КОН и NaOH (табл. 13.1). Скорость охлаждения в расплавах солей и щелочей максимальна в начальный период охлаждения. С уменьшением температуры поверхности она
Скорость охлаждения, град/с
постепенно уменьшается (рис. 13.24). В температурном интервале диффузионного превращения скорость охлаждения относительно
невысока и поэтому закалке в расплавах можно подвергать лишь изделия малых сечений. С повышением температуры расплавов интенсивность охлаждения уменьшается. Их охлаждающую способность можно увеличить, используя интенсивную циркуляцию и небольшие добавки воды.
В качестве максимально допустимой температуры для расплавленных селитр принята температура 550 °C. При более высоких температурах они быстро разлагаются и возникает опасность взрыва. Расплавленные щелочи по сравнению с селитрами более безопасны. Их использование позволяет получить чистую поверхность закаливаемых изделий. К недостаткам щелочей относится невысокая эксплуатационная долговечность, малая стабильность свойств и повышенная вредность.
13.4.	ВНУТРЕННИЕ НАПРЯЖЕНИЯ, ВОЗНИКАЮЩИЕ ПРИ ЗАКАЛКЕ
Одна из особенностей закалки заключается в том, что ее проведение, как правило, сопровождается возникновением высоких внутренних напряжений. Последние могут стать причиной коробления изделий и появления закалочных трещин. Напомним, что следует различать временные внутренние напряжения, возникаю
313
щие непосредственно в процессе охлаждения, и остаточные, сохраняющиеся в изделии после окончания охлаждения.
К закалочным напряжениям относятся:
— термические (тепловые) напряжения, причиной появления которых является неодновременность охлаждения поверхностных слоев и сердцевины изделия;
— структурные (фазовые) напряжения, появляющиеся вследствие неодновременности протекания фазовых превращений по сечению изделий.
Так как при закалке скорость охлаждения поверхностных и центральных слоев изделия различна, то они претерпевают неодинаковое тепловое сжатие, что и обуславливает появление термических напряжений. В начальный период охлаждения быстрее изменяется температура поверхностных слоев. Но их сжатие не может протекать свободно, так как этому препятствует сердцевина изделия. Поверхностные слои окажутся растянутыми, т. е. в них возникнут растягивающие напряжения. Центральные слои в этом случае будут испытывать сжимающие напряжения.
По мере понижения температуры поверхностных слоев их скорость охлаждения уменьшается. В некоторый момент интенсивность охлаждения центральных слоев окажется выше, чем поверхностных. Это предопределит их более быстрое сжатие, чему препятствуют поверхностные слои. Характер распределения внутренних напряжений по сечению изделия изменится: поверхностные слои будут находиться под воздействием сжимающих напряжений, а центральные — растягивающих.
На рис. 13.25 приведены кривые охлаждения поверхности и центра цилиндрической заготовки диаметром 100 мм в воде. Различие в температуре между поверхностью и центром растет по мере увеличения времени вплоть до точки W, в которой оно достигает максимальной величины — около 600 °C. В этот момент времени растягивающие напряжения в поверхностных слоях достигают максимального значения. Если бы растягивающие напряжения не претерпевали релаксации, то их ход во времени соответствовал бы кривой а. Однако ввиду высокой температуры они успевают частично релаксировать за счет пластической деформации. Остающиеся растягивающие напряжения изменяются в соответствии с кривой Ь.
Быстрое сжатие сердцевины после момента W приводит к уменьшению растягивающих напряжений в поверхностных слоях, которые в момент Uдостигают нулевого значения. Дальнейшее
314
1000
Температура, °C
Рис. 13.25. Схема возникновения термических напряжений при охлаждении заготовки диаметром 100 мм в воде без учета фазовых превращений (А. Розе):
Р, R — поверхность и центр изделия соответственно
сжатие сердцевины вызовет появление в поверхностных слоях сжимающих напряжений. Характер изменения термических напряжений в сердцевине изделия показывает кривая с. После окон чания охлаждения распределение остаточных внутренних напряжений по сечению заготовки в принципе соответствует эпюре в правой части рис. 13.25.
Чем выше температура нагрева и чем интенсивнее охлаждение, тем выше уровень термических напряжений. Увеличение размеров сечения изделия и усложнение его формы сопровождаются тем же эффектом. На величину термических напряжений влияют свойства стали. С увеличением ее теплопроводности и уменьшением тем
315
пературного коэффициента объемного расширения уровень термических напряжений снижается. Термические напряжения уменьшаются и при снижении предела текучести, так как облегчается их релаксация путем пластической деформации.
Рассмотрим возникновение структурных напряжений в условиях полной прокаливаемости. В процессе охлаждения при закалке поверхностные слои раньше достигают мартенситного интервала. Мартенситное превращение сопровождается увеличением объема. Но этому будут препятствовать центральные слои. В поверхностных слоях возникают сжимающие напряжения, а в центральных — растягивающие. Через некоторое время мартенситное превращение начнется в центральных слоях. Увеличению их объема будут препятствовать поверхностные слои. При этом знак напряжений изменится: в поверхностных слоях появятся растягивающие напряжения, а в центральных — сжимающие.
Когда мартенситное превращение получает развитие только в поверхностных слоях, частичная релаксация напряжений может происходить путем пластической деформации внутренних слоев с пластичной аустенитной структурой. При образовании мартенсита в сердцевине изделия релаксация напряжений резко затрудняется. В условиях малопластичной мартенситной структуры и наличия в поверхностных слоях наиболее опасных растягивающих напряжений возрастает вероятность образования закалочных трещин.
Величина структурных напряжений зависит от перепада температур по сечению изделия и всех факторов, которые этот перепад определяю! . На уровень структурных напряжений влияет содержание в стали углерода и легирующих элементов. Увеличение количества углерода в мартенсите сопровождается более значительными изменениями удельного объема при его образовании и появлением более высоких напряжений. В то же время следует учитывать, что изменение содержания углерода, как и характера тегирования, сказывается на положении мартенситного интервала и количестве остаточного аустенита в закаленной стали. Снижение температурного интервала мартенситного превращения при прочих равных условиях приводит к увеличению структурных напряжений. Чем больше остаточного аустенита, тем в меньшей мере изменяется объем при закалке, а следовательно, ниже уровень структурных напряжений.
При неполной прокаливаемости также возникают высокие структурные напряжения. Это обусловлено тем, что удельные объемы бейнита и ферринто-карбидных структур больше, чем аустенита.
316
При закалке стали одновременно возникают термические и структурные напряжения. В зависимости от действия различных факторов они могут суммироваться или взаимно вычитаться. Поэтому после окончания охлаждения часто имеет место сложный характер распределения остаточных напряжений по сечению изделия. В поверхностных слоях могут действовать как сжимающие, так и растягивающие напряжения.
13.5.	СПОСОБЫ ОБЪЕМНОЙ ЗАКАЛКИ
В практике термической обработки используют различные способы закалки на мартенсит, позволяющие снизить уровень внутренних напряжений и предотвратить возникновение закалочных дефектов.
Самой простой и наиболее распространенной является непрерывная закалка. Нагретое до температуры аустенитизации изделие помещают в закалочную среду до полного охлаждения. Такой способ закалки применяют для изделий простой формы из углеродистых и легированных сталей. Если охлаждение осуществ ляют в жидкости, то целесообразно обеспечить ее циркуляцию в закалочном агрегате или осуществить непрерывное перемещение изделия.
Для уменьшения внутренних напряжений применяют закалку с подстужеванием. Нагретое изделие не сразу помещают в закалочную жидкую среду, например в воду или масло, а некоторое время подстуживают на воздухе. При этом подстуживание должно исключать диффузионный распад переохлажденного аустенита. Температуру подстуживания можно выбрать, используя изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита, а затем уточнить экспериментально.
Другим способом закалки, обеспечивающим уменьшение внутренних напряжений, является закалка в двух средах (рис. 13.26). После аустенитизации изделие сначала охлаждают в среде с большей охлаждающей способностью с тем, чтобы быстро пройти температурный интервал минимальной устойчивости переохлажденного аустенита. Затем изделие переносят в среду с меньшей охлаждающей способностью. Это позволяет уменьшить скорость охлаждения в мартенситном интервале и снизить уровень внутренних напряжений. Момент переноса из одной закалочной среды в другую зависит от химического состава стали, размеров изделия,
317
Рис. 13.26. Схемы закалки в двух средах (У) и ступенчатой закалки (2)
охлаждающей способности первой среды и обычно определяется опытным путем.
Для небольших изделий из углеродистых и низколегированных сталей часто используют так называемую закалку через воду в масло. Сначала изделие погружают в воду и после
короткой выдержки переносят в масло. При осуществлении такого режима закалки необходимо точно выдержать время пребывания изделия в воде. Малая выдержка в воде может привести к образо-
ванию немартенситных продуктов распада переохлажденного аустенита и снижению твердости закаленной стали, а передержка — к росту внутренних напряжений и повышению вероятности коробления изделий и образования трещин.
Снизить внутренние напряжения позволяет ступенчатая закалка. Изделие с температуры аустенитизации переносят в ванну с расплавленными селитрой или щелочами и охлаждают его до температуры на 20...40 °C выше точки Мн. Выдержка обеспечивает выравнивание температуры по сечению изделия, но при этом она не должна превышать длительности инкубационного периода распада переохлажденного аустенита при выбранной температуре (см. рис. 13.26). После окончания выдержки изделие охлаждают замедленно (обычно на воздухе и реже в масле).
Во время выдержки в горячей среде релаксируют термические напряжения. Так как при выдержке происходит выравнивание
температуры по сечению изделия, то при последующем медленном охлаждении мартенситное превращение начинается почти одновременно по всему объему изделия, что способствует уменьшению структурных напряжений.
При температуре выдержки сталь, имея аустенитную структуру, характеризуется высокой пластичностью. Это позволяет после извлечения из ванны изделие подвергать правке для устранения коробления. Правка может осуществляться и во время последующего охлаждения ниже точки Л/н. При этом используется эффект увеличения пластичности в момент развития мартенситного превращения.
318
Ступенчатая закалка применима для сталей, имеющих высокую устойчивость переохлажденного аустенита при температурах бейнитного превращения. Часто ее использую! для высокоуглеродистых хромистых сталей (ХВГ, ШХ15, 9ХС). Охлаждение в расплавленных селитрах и щелочах происходит сравнительно медленно (см. раздел 13.3) и поэтому ступенчатой закалке можно подвергать лишь детали и инструмент небольшого сечения.
На практике используют также видоизмененный способ ступенчатой закалки, при котором изотермическая выдержка в горячих средах осуществляется при температурах, лежащих несколько ниже точки Мн. Снижение температуры горячей среды обеспечивает увеличение скорости охлаждения в температурном интервале минимальной устойчивости переохлажденного аустенита и тем самым увеличивает прокаливаемость. В то же время при таком режиме обработки достаточно заметно снижаются внутренние напряжения, хотя и в меньшей мере, чем в случае осуществления изотермической выдержки выше Мн. При проведении ступенчатой закалки следует учитывать, что в процессе замедленного охлаждения в мартенситном интервале может получить развитие как термическая стабилизация аустенита, так и частичный распад мартенсита.
Для некоторых изделий, для которых не требуется полной прокаливаемости, может быть использована закалка с самоотпуском. Нагретое изделие выдерживают в закалочной среде не до полного охлаждения. Оно прерывается в условиях, когда сердцевина изделия сохраняет некоторое количество тепла. За счет этого тепла разогреваются поверхностные закаленные слои и происходит их отпуск. Так как при таком режиме обработки сердцевина изделия закалке не подвергается, то она будет иметь более низкую твердость, чем поверхностные слои.
Закалка с самоотпуском часто применяется для инструмента, работающего с ударными нагрузками, у которого высокая твердость поверхностных слоев должна сочетаться с повышенной вязкостью сердцевины. Для инструмента может использоваться несколько измененный вид закалки. После аустенитизации в жидкую закалочную среду погружаю! только его рабочую часть. После определенной выдержки инструмент вынимают из жидкости и закаленная рабочая часть отпускается за счет горячего хвостовика.
В случае массивных изделий используется закалка с купанием. Изделие сначала полностью погружают в жидкую закалочную среду, а затем периодически вынимают на воздух. Это способствует
319
выравниванию температуры по сечению изделия и уменьшению внутренних напряжений. Когда изделие находится на воздухе, за счет внутреннего тепла происходит самоотпуск закаленных поверхностных слоев; они становятся менее хрупкими и вероятность образования закалочных трещин уменьшается. Время нахождения изделия в закалочной среде и на воздухе определяется экспериментально.
Если необходимо закалить только определенную часть нагретого изделия, то ее охлаждают струей воды, для чего используют спрейерные и душирующие устройства. Такая закалка называется струйчатой. Она может сопровождаться самоотпуском за счет тепла незакаленной части изделия. Прокаливаемость стали при таком способе закалки достаточно высокая, так как струя воды затрудняет образование паровой оболочки около поверхности охлаждения.
Наконец, для некоторых сталей с высокой устойчивостью переохлажденного аустенита может осуществляться закалка на воздухе, при которой изделие после нагрева до высоких температур охлаждается на спокойном воздухе. Скорость охлаждения при этом невелика, что снижает термические напряжения. Ранее такой закалке подвергали только небольшие изделия из высоколегированных сталей типа быстрорежущей.
Такой же способностью закаливаться на воздухе обладают и разработанные в последние годы экономнолегированные конструкционные стали типа 12Х2Г2НМФ, предназначенные для высокопрочных сварных конструкций (Л.М. Клейнер). Главной особенностью этих сталей является высокая устойчивость аустенита в интервале температур диффузионного превращения и отсутствие бейнитного превращения. Это обуславливает способность сталей закаливаться при охлаждении на воздухе с образованием низкоуглеродистого мартенсита, который обладает хорошим комплексом механических свойств.
13.6.	ЗАКАЛКА С ОБРАБОТКОЙ ХОЛОДОМ
У многих сталей, например, высокоуглеродистых, часть мартенситного интервала находится в области отрицательных температур. Поэтому после закалки с охлаждением до комнатной температуры в них сохраняется повышенное количество остаточного аустенита. Уменьшить количество остаточного аустенита можно, дополнительно охладив закаленную сталь ниже комнатной температуры. Такая обработка, впервые предложенная А.П. Гуляевым, получила название обработки холодом.
320
При выборе температуры охлаждения для обработки холодом следует учитывать положение мартенситной точки Мк. Охлаждение стали ниже этой точки нецелесообразно, так как оно не приводит к дополнительному мартенситному превращению. Для многих промышленных сталей оптимальная температура охлаждения находится не ниже —70...—80 °C. У некоторых сталей ощутимое уменьшение количества остаточного аустенита наблюдается уже при охлаждении в проточной воде до 5... 10 °C. Во многих промышленных сталях полнота мартенситного превращения вследствие преимущественного атермического характера его не зависит от длительности выдержки при температуре охлаждения. Выдержка должна обеспечить лишь выравнивание температуры по сечению изделия.
При осуществлении обработки холодом необходимо учитывать эффект термической стабилизации аустенита, который проявляется ниже точки Мс. Напомним, что Мс находится вблизи точки Мн и ей соответствует образование примерно 25...30 % мартенсита. Если Мс лежит выше комнатной температуры, то во избежание эффекта термической стабилизации обработку холодом необходимо проводить незамедлительно после закалки. В тех случаях, когда Мс находится ниже комнатной температуры, то допустим определенный разрыв между окончанием закалки и обработкой холодом.
Уменьшение количества остаточного аустенита при обработке холодом сопровождается ростом твердости закаленной стали, что позволяет повысить износостойкость инструмента и цементированных изделий. Обработка холодом используется также для стабилизации размеров высокоточных изделий (мерительный инструмент, кольца подшипников и др.). Структура закаленной стали нестабильна. В процессе вылеживания и эксплуатации при комнатной температуре остаточный аустенит превращается в мартенсит, что сопровождается увеличением объема и изменением размеров изделия. После обработки холодом этот эффект резко уменьшается. При использовании обработки холодом следует учитывать, что она вызывает увеличение внутренних напряжений и иногда может привести к образованию трещин.
13.7.	БЕЗДЕФОРМАЦИОННАЯ ЗАКАЛКА
Закалка статей сопровождается увеличением их удельного объема, а следовательно, и изменением размеров закаливаемых изделий. Этот эффект обусловлен природой самой закалки. Из рис. 13.27 видно, что основные структурные составляющие имеют различные удельные
321
Рис. 13.27. Изменение удельных объемов ферритно-карбидной структуры (7), аустенита (2) и мартенсита (3) в зависимости от содержания углерода
объемы. Образование аустенита при нагреве стали с ферритно-карбидной структурой сопровождается уменьшением удельного объема. Наоборот, при закалке стали (при превращении аустенита в мартенсит) объем увеличивается, причем у мартенсита удельный объем становится больше, чем
у ферритно-карбидной структуры. Так как удельные объемы исходной ферритно-карбидной структуры, образующегося при за
калке мартенсита, а также остаточного аустенита, различны, то это предопределяет изменение размеров изделий при закалке.
Из рис. 13.27 следует, что чем больше содержание углерода в стали, тем больше разница в удельных объемах мартенсита и аустенита. Приведенные данные относятся к случаю, когда весь углерод переведен при нагреве в аустенит, а при закалке — в мартенсит. При нагреве высокоуглеродистых сталей под закалку до оптимальных температур (Acj + 30...50 °C) часть карбидной фазы остается нерастворенной, что обуславливает меньшее содержание углерода в мартенсите и меньшие изменения его удельного объема. Тем не менее изменение размеров изделий из высокоуглеродистых сталей при закалке, как правило, значительно больше, чем в случае среднеуглеродистых.
При термической обработке некоторых точных изделий желательно свести изменение их размеров к минимуму. Принципиальные основы бездеформациоиной закалки заключаются в следующем. Так как аустенит имеет значительно меньший удельный объем, чем мартенсит и ферритно-карбидная структура, то, изменяя объемную долю аустенита в структуре закаленной стали, можно подобрать такое количественное соотношение между мартенситом и остаточным аустенитом, при котором их средний удельный объем станет равным удельному объему ферритно-карбидной структуры. В этом случае закалка не приведет к изменению размеров изделия. Но, как показывают расчеты, для осуществления такой
322
закалки необходимо иметь в структуре закаленной стали очень большие количества остаточного аустенита. Например, чтобы избежать изменений размеров при закалке стали с 0,8 % С, следует получить в ней 35 % остаточного аустенита. При обычной закалке этой стали количество остаточного аустенита не превышает нескольких процентов.
Другой путь уменьшения изменений размеров изделий при закалке — использование замедленного охлаждения в мартенситном интервале, чтобы получить существенное развитие процессов са-моотпуска мартенсита. Это приводит к снижению содержания углерода в мартенсите и уменьшению его удельного объема.
А.П. Гуляев предложил следующий подход к выбору режимов закалки, обеспечивающих уменьшение изменений размеров изделий из высокоуглеродистых легированных сталей. Температуру закалки необходимо повысить, чтобы более полно растворить карбиды. Это приводит к увеличению содержания углерода и легирующих элементов в аустените и снижению температурного интервала мартенситного превращения, что вызовет рост количества остаточного аустенита. Но одновременно повышается содержание углерода в мартенсите и удельный объем последнего становится больше. Поэтому только повышение температуры аустенитизации может не привести к уменьшению деформации изделия. Для получения нужного эффекта следует дополнительно осуществить при закалке замедленное охлаждение в районе мартенситного интервала, чтобы произошел самоотпуск мартенсита и содержание углерода в нем снизилось.
Если сталь, содержащую 1,22 % С, 0,59 % Сг и 1,44 % Мп, подвергнуть обычной закалке с 800 °C в масле, то в ней будет получено 18 % остаточного аустенита, а изменение линейных размеров Д£ составит +0,11 %. После закалки по режиму: аустентизация при 890 °C, охлаждение в селитре до 200 °C с последующей 30-минутной выдержкой количество остаточного аустенита увеличивается до 32 %, а Д£ уменьшается до +0,01 %.
При разработке режимов бездеформациоиной закалки следует учитывать, что увеличение количества остаточного аустенита приводит к снижению твердости закаленной стали. Кроме того, известно, что остаточный аустенит может самопроизвольно разлагаться в процессе эксплуатации. Поэтому в каждом конкретном случае следует решать, целесообразно ли использование такой обработки.
323
Разница в объемах изделия до и после закалки максимальна при полной прокаливаемости. Чем меньше толщина мартенситного слоя, т. е. меньше прокаливаемость, тем меньше эти различия. Отсюда следует, что там, где это допустимо, изменение размеров можно уменьшить, используя методы поверхностной закалки.
13.8.	ПОВЕРХНОСТНАЯ ЗАКАЛКА
При поверхностной закалке на некоторую глубину закаливают лишь наружные слои изделия, а его сердцевина остается незакаленной. Для этого осуществляют быстрый нагрев поверхностного слоя, в результате чего возникает температурный градиент по сечению изделия. При последующем охлаждении со скоростью, большей верхней критической скорости закалки, в том слое, который оказался нагретым до аустенитного состояния, происходит образование мартенситной структуры.
Поверхностную закалку проводят с целью получения высокой твердости поверхностных слоев изделий при сохранении вязкой сердцевины. В этом случае изделие будет иметь повышенную износостойкость и хорошо противостоять динамическим нагрузкам. Поверхностная закалка обеспечивает также увеличение усталостной прочности. При поверхностной закалке используют различные виды нагрева: индукционный и лазерный нагревы, контактный электронагрев, нагрев пламенем газовой горелки, нагрев в электролите.
13.9.	ЗАКАЛКА ИЗ МЕЖКРИТИЧЕСКОГО ИНТЕРВАЛА
Эта разновидность закалки применяется при термической обработке доэвтектоидных сталей. Ее отличие от обычной закалки заключается в том, что сталь подвергают нагреву до температур, превышающих точку Ас\, но ниже точки Ас у При таком нагреве формируется двухфазная структура, состоящая из феррита и аустенита. При последующем быстром охлаждении аустенит претерпевает превращение в мартенсит. Так как часть феррита при нагреве не испытывает полиморфного превращения, то этот вид обработки можно определить как неполную закалку. После закалки из межкритического интервала прочность сталей меньше, чем после нормальной закалки с нагревом выше Acj. Тем не менее ее использование в ряде случаев позволяет получить благоприятный комплекс механических свойств.
324
При выдержке доэвтектоидной стали в межкритическом интервале происходит перераспределение углерода между ферритом и аустенитом. Из рис. 3.4 видно, что при температуре t\ концентрация углерода в аустените значительно превышает его среднее содержание в стали. В феррите, оставшемся непревращенным при нагреве в межкритический интервал, концентрация углерода оказывается меньше, чем при температуре эвтектоидного превращения. С повышением температуры нагрева в межкритическом интервале одновременно с увеличением количества аустенита происходит уменьшение в нем содержания углерода.
В процессе выдержки в межкритическом интервале протекает также перераспределение примесей и легирующих элементов между фазами. Экспериментально установлено, что феррит обогащается кремнием и фосфором, а аустенит — марганцем, никелем и хромом. Если перераспределение углерода между фазами осуществляется сравнительно быстро, то перераспределение легирующих элементов, ввиду их малой скорости диффузии, протекает существенно медленней. Последнее приводит к тому, что распределение легирующих элементов в образующемся аустените, как правило, оказывается неоднородным.
Обогащение аустенита углеродом в процессе выдержки в межкритическом интервале приводит к увеличению его устойчивости при охлаждении в температурном интервале диффузионного превращения, что облегчает осуществление закалки. Мартенсит, образующийся при закалке на месте обогащенного углеродом аустенита, характеризуется более высокой твердостью, чем мартенсит, возникающий при нормальной закалке с нагревом выше точки Ас^. В то же время "очистка" феррита от атомов внедрения (углерода, азота) обеспечивает высокую пластичность этой структурной составляющей.
Закалка из межкритического интервала нашла применение для малоуглеродистых сталей, которые используют для изготовления изделий холодной штамповкой. Эти стали содержат 0,05...0,07 % С и могут быть легированы в небольших количествах (до 1,0...1,5 %) марганцем, кремнием, хромом, а также некоторыми другими элементами. При их закалке из межкритического интервала формируется двухфазная (дуальная) структура, состоящая из мелкозернистого феррита и дисперсных участков мартенсита, расположенных преимущественно по границам ферритных зерен. Количество структурных составляющих можно регулировать, изменяя температурно-временные условия нагрева. Чаще всего они выбира
325
ются такими, чтобы получить от 10 до 30 % мартенсита. Так как твердые мартенситные участки имеют обычно глобулярную форму и со всех сторон окружены пластичным ферритом, то они не оказывают резко отрицательного влияния на пластичность. Поэтому после закалки из межкритического интервала при достаточно высоком пределе прочности имеют место высокие пластичность и ударная вязкость. С увеличением количества мартенсита прочностные характеристики растут, а пластичность и ударная вязкость снижаются.
Особенностью малоуглеродистых сталей с ферритно-мартенситной структурой является отсутствие площадки текучести и относительно невысокий предел текучести од 2- Такой эффект объясняют следующим образом. Так как мартенситное превращение идет с увеличением объема, то около мартенситных участков возникают напряжения, релаксация которых путем пластической деформации сопровождается повышением плотности дислокаций в феррите. Возникшие дислокации оказываются незакрепленными атомами внедрения, концентрация которых в феррите после нагрева в межкритический интервал снижается. Повышенная плотность подвижных дислокаций в феррите предопределяет невысокое сопротивление малым пластическим деформациям, а значит, и низкий предел текучести ст0 2-
После закалки из межкритического интервала для малоуглеродистых сталей характерно низкое отношение ст0 2/ов и соответственно большое равномерное удлинение, что является благоприятным фактором для повышения штампуемое™. Другой особенностью ферритно-мартенситной структуры является большой коэффициент деформационного упрочнения, что позволяет при штамповке получать высокий уровень прочности.
В настоящее время создан целый класс двухфазных ферритомартенситных сталей (ДФМС), предназначенных для холодной штамповки, оптимальные свойства которых достигаются при закалке из межкритического интервала.
Для среднеуглеродистых легированных сталей закалка из межкритического интервала по сравнению с нормальной закалкой может обеспечить при отпуске в широком интервале температур значительное повышение ударной вязкости при одновременном некотором снижении твердости. Кроме того, закалка из межкритического интервала эффективно ослабляет развитие необратимой и обратимой отпускной хрупкости. Так, из рис. 13.28 видно, что после закалки из межкритического интервала кривая зависимости
326
Рис. 13.28. Зависимость ударной вязкости и твердости от температуры двухчасового отпуска стали ЗОХГС, подвергнутой нормальной закалке от 950°С (/) и закалке из межкритического интервала от 800°С (2).
Образцы предварительно были закалены с нагревом до 95Q-C
ударной вязкости стали ЗОХГС от температуры отпуска смещается вверх по сравнению с кривой, полученной после нормальной закалки, и на ней отсутст
вуют минимумы в интервалах развития
отпускной хрупкости. В изломах образцов, отпущенных в этих
интервалах, нет признаков хрупкого интеркристаллитного разрушения. Из приведенных на рис. 13.28 данных также вытекает, что подбором температуры отпуска после межкритической закалки можно получать твердость, близкую или даже равную твердости нормально закаленной стали при значительно более высокой ударной вязкости.
Для большинства легированных сталей с 0,3...0,4 % С существенное повышение ударной вязкости и ослабление отпускной хрупкости после межкритической закалки проявляется при нагреве в узкий интервал температур, который обычно находится выше Лс| на 30...50 °C. При этом такая обработка эффективна лишь в том случае, если ее проводят после предварительной закалки на мартенсит, т. е. когда имеет место исходная кристаллографически упорядоченная структура. Тогда при нагреве в межкритический интервал аустенит зарождается по границам реек а-фазы и его участки будут равномерно распределены в объеме исходного аустенитного зерна. Нерастворившиеся участки феррита сохраняют ориентированность мартенситной структуры. В результате закалки возникает специфическая структура, состоящая из мелкоигольчатого ориентированного феррита с прослойками высокоуглероди
стого мартенсита.
Если сталь предварительно подвергалась отжигу и имеет кристаллографически неупорядоченную ферритно-карбидную структуру с пластинчатой или зернистой формой карбидов, то благоприятное влияние межкритической закалки на ударную вязкость отсутствует. Оно не наблюдается и тогда, когда сталь попадает
327
в межкритический интервал в результате охлаждения из аустенитной области. В этом случае выделение феррита происходит преимущественно по границам аустенитных зерен и формирующиеся его участки имеют глобулярную форму. Таким образом, для повышения ударной вязкости при межкритической закалке необходимо не просто присутствие феррита, а он должен иметь особую морфологию и равномерное распределение внутри аустенитного зерна.
Причины высокой ударной вязкости отпущенных сталей, подвергнутых закалке из межкритического интервала, недостаточно ясны. Такой эффект может быть обусловлен измельчением структуры, изменением характера выделения карбидов. Возможно, что наличие в структуре пластичных участков феррита способствует релаксации возникающих при нагружении пиковых напряжений и тормозит зарождение и развитие трещин. Основная причина уменьшения склонности к отпускной хрупкости, по-видимому, связана с перераспределением во время выдержки в межкритическом интервале примесей внедрения и их концентрацией в феррите, что затрудняет образование примесных сегрегаций на границах исходного аустенитного зерна.
Есть основания считать, что влияние закалки из межкритического интервала на чувствительность к отпускной хрупкости и ударную вязкость тесно связано со склонностью стали к структурной наследственности. Лишь при упорядоченном а—у-превращении наиболее вероятно получение равномерного распределения ферритных и аустенитных (мартенситных после закалки) участков по объему исходного аустенитного зерна. По крайней мере, имеется ряд экспериментальных данных, показывающих, что факторы, способствующие проявлению структурной наследственности (малые скорости нагрева, легирование сильными карбидообразующими элементами) усиливают эффективность закалки из межкритического интервала.
Среднеуглеродистые стали имеют узкий межкритический интервал. Чтобы получить высокий комплекс их свойств при межкритической закалке, необходимо точно выдерживать температурный режим нагрева, что не всегда легко осуществить, особенно при термической обработке крупных изделий. Поэтому на практике закалка из межкритического интервала для среднеуглеродистых сталей не получила широкого распространения.
328
Глава 14
ОТПУСК ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ
Отпуск — это операция термической обработки, заключающаяся в нагреве закаленной стали до температур, не превышающих точку Л|.
Необходимость такой операции обусловлена тем, что при закалке в стали возникают высокие внутренние напряжения, которые могут явиться причиной коробления изделий и образования трещин. Одна из задач отпуска — снижение внутренних напряжений в закаленных изделиях. Чем выше температура отпуска и длительней его выдержка, тем полнее снимаются внутренние напряжения. Другая цель отпуска — получение нужного комплекса механических свойств. Закаленная на мартенсит сталь в неотпу-щенном состоянии характеризуется высокой твердостью, но имеет высокую склонность к хрупкому разрушению. Варьируя температурно-временными условиями проведения отпуска, можно существенно влиять на структуру закаленной стали и в широких пределах изменять ее механические свойства.
14.1.ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ при отпуси
Углеродистые стали, вне зависимости от содержания в них углерода, имеют практически одинаковый характер изменения твердости при отпуске (рис. 14.1). При низких температурах отпуска (до 150...200 °C) твердость стали почти не меняется, а затем с повышением температуры плавно снижается. У высокоуглеродистых сталей заметное уменьшение твердости начинается при несколько более низких температурах отпуска, чем у низкоуглеродистых. Чем больше содержание углерода в стали, тем выше ее твердость после отпуска при одинаковой температуре.
Отпуск при низких температурах (до 200...250 ”С) сопровождается формированнем структуры от пущенного мартенсита (см. раз-
329
Рис. 14.1. Зависимость твердости сталей с различным содержанием углерода от температуры отпуска (Г.В. Курдюмов)
Рис. 14.2. Влияние марганца на изменение твердости стали с 0,35 %С при отпуске (В.С. Меськин)
дел 8.1). Высокая твердость сталей с такой структурой обусловлена теми же причинами, что и высокая твердость закаленных неотпу-щенных сталей: повышенным содержанием углерода в а-твердом растворе, наличием большого количества различного рода границ и субграниц, высокой плотностью дислокаций, взаимодействием между атомами углерода и дислокациями, а также присутствием дисперсных карбидных частиц. Низкий отпуск сопровождается уменьшением содержания углерода в a-твердом растворе, что должно приводить к разупрочнению закаленной стали. Действие этого фактора частично или полностью компенсируется упрочнением, обусловленным выделением дисперсных карбидов. Более того, у высокоуглеродистых сталей при отпуске около 100 °C, когда в результате двухфазного распада мартенсита возникает большое количество высокодисперсных карбидных частиц, может даже наблюдаться некоторое повышение твердости (см. рис. 14.1).
Отпуск при 200...300 °C вызывает распад остаточного аустенита. В высокоуглеродистых сталях, где содержание этой фазы повышено, ее распад может привести к задержке падения твердости или даже к небольшому ее росту (см. рис. 14.1).
Снижение твердости при повышении температуры отпуска до 400...450 °C связано с уменьшением концентрации углерода в a-твердом растворе, нарушением когерентности на границах карбидных выделений и снятием микронапряжений, укрупнением
330
карбидных частиц. При более высоких температурах отпуска разупрочнение углеродистых сталей в основном определяется процессами коалесценции карбидов, аннигиляцией и перестройкой дислокаций в ферритной матрице.
Легирование в большинстве случаев слабо влияет на твердость закаленных сталей при низком отпуске. При повышенных температурах отпуска легирующие элементы, особенно карбидообразующие, способствуют замедлению разупрочнения стали, затрудняя распад мартенсита, коалесценцию выделившихся карбидов и эволюцию дислокационной структуры матрицы. В качестве примера на рис. 14.2 приведены данные по влиянию марганца на изменение твердости стали с 0,35 % С при отпуске.
При отпуске для изменения механических свойств, определяемых при испытаниях на растяжение, характерна следующая общая закономерность: с повышением температуры отпуска пределы текучести и прочности снижаются, а величины относительного сужения и удлинения растут. Повышение температуры отпуска сопровождается также увеличением ударной вязкости.
Остановимся более подробно на изменении при отпуске механических характеристик мало- и среднеуглеродистых (до 0,40...0,45 % С) сталей, которые широко используются как конструкционные материалы. При низком отпуске таких сталей одновременно со снижением внутренних напряжений уменьшается или полностью устраняется склонность к замедленному разрушению, несколько подрастают пластичность и вязкость. В результате этого опасность хрупкого разрушения заметно снижается. Напомним, что в сталях с содержанием углерода до 0,40...0,45 % С при закалке образуется пакетный мартенсит. При отпуске до 200 °C его строение не претерпевает каких-либо существенных изменений. Поэтому для низкоотпущенного состояния характерны те же особенности разрушения, что и для закаленного. Развивающаяся трещина пересекает рейки мартенсита без значительных отклонений; заметное изменение ее направления происходит лишь при переходе трещины из пакета в пакет (см. схему на рис. 13.6). В этом случае существенное влияние на сопротивление разрушению оказывают размеры пакетов и реек, которые, в свою очередь, зависят от размера аустенитного зерна.
Хотя все факторы, влияющие на прочность, учесть трудно, предприняты многочисленные попытки количественно связать структурные параметры с прочностными характеристиками низ-
331
коотпущенных сталей. Одно из таких уравнений для среднеуглеродистой стали имеет следующий вид, МПа:
о0,2 = 550 + 1,23 • 10“'d~J + 4,1 • ИГ2?/1,	(14.1)
где d — ширина пластин мартенсита, мм; А, — расстояние между частицами выделившихся карбидов, мм.
В общем случае повышение содержания углерода (в пределах до 0,40...0,45 %) сопровождается увеличением прочностных характеристик и снижением пластичности и вязкости низкоотпущен-ных сталей. При повышении предела прочности наблюдается рост предела выносливости. Экспериментально установлено, что хорошая корреляционная зависимость между этими характеристиками сохраняется до уровня предела прочности 2000...2100 МПа.
Благоприятное влияние на вязкость низкоотпущенной стали оказывает уменьшение ширины реек и диаметра пакетов мартенсита. Так, зависимость температуры перехода из вязкого к хрупкому состоянию (/59/50) можно выразить следующей формулой:
^50/50 = Q - ОДп^ДрГ1/2,	(14.2)
где С) и С2 — константы; dn — диаметр пакета; Др — ширина рейки.
Увеличению вязкости способствует также и повышение количества остаточного аустенита, располагающегося в виде тонких прослоек между рейками мартенсита. Наоборот, переход от пакетного мартенсита к двойникованному резко увеличивает охрупчивание стали.
При повышении температуры отпуска пределы текучести и прочности мало- и среднеуглеродистых нелегированных стилей ощутимо понижаются, начиная с 250...300 °C. Пластичность и ударная вязкость стали быстро растут при отпуске выше 300...400 °C (рис. 14.3, а). Комплексное легирование стали карбидообразующими элементами, а также кремнием обуславливает сохранение высоких значений пределов текучести и прочности при отпуске до 400 °C (рис. 14.3, б). С повышением температуры отпуска наряду с уменьшением предела прочности происходит снижение предела выносливости.
Наблюдаемый при повышении температуры отпуска рост ударной вязкости сопровождается существенным изменением вида излома. Динамическое нагружение при комнатной температуре вызывает транскристаллитное разрушение низкоотпущенных сталей.
332
Рис. 14.3. Зависимость механических свойств стали 40 (а) и стали 40ХГСНЗВА (6) от температуры отпуска (Я.М. Потак)
Оно осуществляется как квазисколом, так и вязко, причем с повышением содержания углерода в стали наряду со снижением ударной вязкости уменьшается и доля вязкой составляющей в изломе. Высокоотпущенные шили претерпевают вязкое транскри-сталлитное разрушение (рис. 14.4).
Уменьшение прочности с повышением температуры отпуска сопровождается не только увеличением пластичности и ударной вязкости. Одновременно снижается температура вязкохрупкого перехода, увеличивается работа распространения трещины. Вязкость разрушения (К\с), как правило, незначительно возрастает при повышении температуры отпуска до 350...400 °C и резко увеличивается в случае более высокого отпуска, когда начинают получать развитие сфероидизация и коалесценция карбидов и процессы возврата в феррите, а разрушение становится вязким и осуществляется путем образования и коалесценции пор. Все эти данные свидетельствуют о том, что использование закалки и высокого отпуска позволяет обеспечить для мало- и среднеуглеродистых сталей высокую конструктивную прочность.
Структура сорбита может быть получена как при закалке и высоком отпуске, так и при диффузионном распаде переохлажденного аустенита при осуществлении отжига или нормализации. Если
333
Рис. 14.4. Вид изломов стали 40ХГНМ, подвергнутой закалке от 900"С и двухчасовому отпуску при 250°С (а), *3000 и 530°С (б), *1000
в сорбите, образовавшемся при непосредственном распаде переохлажденного аустенита, цементит находится в виде длинных пластин, то в сорбите отпуска цементитные частицы имеют сферическую форму или близкую к ней, относительно равномерно распределены в полигонизованной ферритной матрице. Такая структура обладает более благоприятным комплексом свойств. При равной или большей прочности сорбит отпуска имеет большую пластичность и ударную вязкость (см. табл. 12.2). Для него характерны более низкая температура вязкохрупкого перехода, а также более высокая работа распространения трещины. Так, для стали 17ГС температура вязкохрупкого перехода, соответствующая 50 % вязкой составляющей в изломе, после нормализации равна + 15 °C, а после закалки и отпуска при 600 °C она равнялась —50 °C (рис. 14.5). При этом в высокоотпущенном состоянии пределы текучести и прочности соответственно были равны 520 и 650 МПа по сравнению с 350 и 550 МПа для нормализации.
Необходимо отметить, что указанный выше общий характер изменения ударной вязкости и температуры вязкохрупкого перехода при отпуске может нарушаться в связи с развитием необратимой отпускной хрупкости при 250...400 °C и обратимой отпускной хрупкости при 450...600 °C. В ряде случаев отрицательное влияние на относительное сужение и ударную вязкость при высоком отпуске оказывают значительное укрупнение частиц карбидов и рекристаллизация ферритной матрицы.
334
Рис. 14.5. Зависимость ударной вязкости, доли вязкой составляющей в изломе, работы распространения трещины в стали 17ГС от температуры испытания.
Ударные образцы имели радиус у дна надреза, равный 0,25 мм (М.Н. Георгиев): 1 — закалка от 900"С в воде + отпуск 600°С, 2 ч; 2 — нормализация
Рис. 14.6. Изменение механических свойств стали УНА при отпуске (Ю.А. Геллер)
Изменение механических свойств высокоуглеродистых сталей при отпуске отличается рядом особенностей. Несмотря на частичный распад мартенсита и уменьшение внутренних напряжений, эти стали после низкого отпуска сохраняют высокую склонность к хрупкому разрушению. Для низкоотпущенного состояния испытания на растяжение оказываются не представительными, так как образцы при нагружении разрушаются хрупко, часто не достигая даже предела текучести. В этом случае более достоверную информацию обеспечиваю! испытания, при которых по сравнению с растяжением используются более мягкие условия нагружения (изгиб, кручение, сжатие). Такие испытания показывают, что прочность высокоуглеродистых сталей в условиях хрупкого разрушения
335
растет при повышении температуры отпуска до 200...350 °C, в то время как твердость постепенно снижается (рис. 14.6). При более высоких температурах отпуска, когда хрупкое разрушение заменяется вязким, наблюдается постепенное снижение прочностных характеристик.
Для высокоуглеродистых сталей, используемых для изготовления упругих элементов, важной характеристикой является предел упругости (ср оз—о0 002), оценивающий сопротивление малым пластическим деформациям. При повышении температуры отпуска он сначала растет, достигая максимума при 300...350 °C, а затем постепенно снижается. Увеличение предела упругости при низком отпуске обусловлено снятием остаточных напряжений, возникающих при закалке. Но это, по-видимому, не единственная причина. Предполагается, что определенный вклад в повышение предела упругости вносит распад мартенсита и образование дисперсных карбидных частиц, когерентно связанных с a-твердым раствором. Увеличению предела упругости, несомненно, способствует и распад остаточного аустенита.
Рассмотрим стали, легированные карбидообразующими элементами, при отпуске которых выше 400...450 °C образуются специальные карбиды. Так как такие карбиды дисперсны и являются эффективными препятствиями для движущихся дислокаций, то их выделение приводит к упрочнению стали. Но одновременно должно происходить и ее разупрочнение, связанное с распадом мартенсита. Интенсивность действия этих двух процессов в итоге определяет характер изменения прочностных характеристик при высоком отпуске, что наглядно иллюстрирует схема, представленная на рис. 14.7. Если при отпуске в интервале температур /|—/2 повышение прочности в результате выделения дисперсных частиц карбидов (+АодЧ) превышает разупрочнение твердого раствора (—Лст.[р), то на кривой зависимости прочности от температуры отпуска появляется пик (см. рис. 14.7 а). Если (4-Лодч) будет меньше, чем (~Лотр), то на кривой изменения прочности пика не будет, а наблюдается лишь замедление процесса разупрочнения (см. рис. 14.7 б).
Эффект повышения прочности и твердости при отпуске в результате выделения специальных карбидов называется вторичным твердением, а стали с таким эффектом — вторичнотвердеющими.
Интенсивность действия на механические свойства разных карбидообразующих элементов различна. Можно считать, что она возрастает с увеличением их карбидообразующей способности. Чем выше карбидообразующая способность элемента, тем мень-
336
Рис. 14.7. Схема изменения прочности вследствие распада мартенсита (Г), из-за выделения дисперсных карбидных частиц (2) и суммарного (3) при отпуске закаленной стали. (М.И. Гольдштейн):
а |Лодч| > Лп1р|, б |ЛОдЧ| < | ЛстГр|
шее его количество необходимо, чтобы вторичное твердение получило существенное развитие. В сталях, содержащих элементы с большей карбидообразуюшей способностью, пик вторичного твердения, как правило, смещается в сторону более высоких температур, а разупрочнение, связанное с укрупнением карбидов и процессами аннигиляции и перестройки дислокаций в мартенсите, происходит медленней.
Такую закономерность можно проследить, сравнивая характер влияния хрома, молибдена и ванадия на изменение твердости при отпуске закаленной на мартенсит стали с 0,4 %С. При легировании указанными элементами образуются карбиды (Fe,Cr)7C3 MojC и VC. Из рис. 14.8 видно, что заметный пик вторичного твердения может быть получен лишь при содержании хрома более 6 %. При легировании молибденом и ванадием для достижения аналогичного эффекта вторичного твердения достаточно 3 и 1 % соответственно. При выделении карбидов (Fe, Сг)7С3 максимум вторичного твердения наблюдался при 500 °C, при выделении Мо7С — при 575 °C и VC — при 600...625 °C.
Вторичное твердение при отпуске сопровождается охрупчиванием, что проявляется в снижении пластичности, ударной вязкости и вязкости разрушения (А')с). Особенность сталей с сильным эффектом вторичного твердения заключается в том, что они могут не иметь четко выраженной температурной границы вязкохрупко-
337
>
400 500 600 700 400 500 600 700 400 500 600 700
Температура отпуска, ’С а	б	в
Рис. 14.8. Влияние хрома (в), молибдена (6) и ванадия (в) на изменение твердости среднеуглеродистой стали при отпуске (Ф.Б. Пикеринг):
1 - без хрома; 2 - 2,0 % Сг; 5 - 4,0 % Сг; 4 - 6,0 % Сг, 5 - 10 % Сг; 6 - 0,48 % Мо; 7 — 0,98 % Мо; 8 - 2,92 % Мо; 9 - 4,60 % Мо; 10 - 0,15 % V; 11 - 0,51 % V; 12 - 0,98 % V; 13- 1,98 % V
го перехода. Она выявляется лишь при достаточно высоком отпуске (650 °C и более), когда происходит заметное разупрочнение стали.
У высоколегированных сталей, в которых при закалке образуется повышенное количество остаточного аустенита, при отпуске выше 500 °C может наблюдаться явление вторичной закалки, заключающееся в превращении остаточного аустенита в мартенсит в процессе охлаждения после окончания выдержки при температуре отпуска. Такие стали с целью полного разложения остаточного аустенита подвергают двух-четырехкратному отпуску. Многократный отпуск обеспечивает повышение твердости и прочности стали. Наибольшее количество мартенсита возникает при охлаждении после первого отпуска. Соответственно в этом случае происходит наиболее существенное изменение свойств. При последующих отпусках количество образующегося мартенсита уменьшается. Окончательный отпуск нужен главным образом для более полного снятия напряжений.
Следует отметит ь, что повышение твердости ряда высоколегированных сталей при высоких температурах отпуска может быть обусловлено суммарным действием вторичного твердения и вторичной закалки.
14.2 ХРУПКОСТЬ ЗАКАЛЕННЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ОТПУСКЕ
Стали с мартенситной структурой при отпуске в определенных температурных интервалах мотуг претерпевать охрупчивание, проявляющееся в снижении ударной вязкости, повышении темпера
338
туры вязкохрупкого перехода и ухудшении ряда других механических характеристик. Так, отпуск при 250...400 °C вызывает появление необратимой отпускной хрупкости, а при 450...600 °C — обратимой отпускной хрупкости. Соот ветственно на кривой зависимости ударной вязкости от температуры отпуска можно наблюдать два провала, несмотря на монотонное изменение прочности и твердости (рис. 14.9). Если стали склонны к вторичному твердению, то этот эффект, наблюдаемый при отпуске выше 400 °C, также сопровождается охрупчиванием.
Дадим общую характеристику указанных видов хрупкости.
Необратимая отпускная хрупкость* Она свойственна в той или иной мере всем углеродистым и легированным сталям, отпущенным в интервале (250...400 °C). Необратимая отпускная хрупкость сопровождается хрупким интеркристаллитным разрушением. Необратимость хрупкости заключается в том, что закаленная сталь, отпущенная. выше температурного интервала ее проявления, не возвращается в охрупченное состояние при последующем нагреве в этот интервал. При развитии необратимой отпускной хрупкости наряду со снижением ударной вязкости, повышением температуры вязкохрупкого перехода наблюдается уменьшение сопротивления коррозионному растрескиванию под напряжением и водородному охрупчиванию.**
Склонность к необратимой отпускной хрупкости обычно оценивают следующим способом. На стандартных ударных образцах с надрезом при комнатной температуре определяют ударную вязкость и строят ее зависимость от температуры отпуска. Величина наибольшего уменьшения ударной вязкости на полученной кривой может быть использована как характеристика охрупчивания. Отметим, что иногда более показательными являются ударные испытания не при комнатной, а при отрицательных температурах (—20...—70 °C). В этом случае повышение температуры вязкохрупкого перехода в результате охрупчивания на значения ударной вязкости оказывает большее влияние.
Указанный метод определения склонности к необратимой отпускной хрупкости наиболее удобен для мало- и среднеуглеродистых сталей, которые при низком отпуске (до 200 °C) имеют отно-
*В иностранной литературе этот вид хрупкости обычно называют хрупкостью отпущенного мартенсита.
** О коррозионном растрескивании и водородной хрупкости смотрите в разделе 14.5.
339
Температура отпуска, *С
Рис. 14.9. Зависимость ударной вязкости при комнатной температуре и прочности стали 30ХГСНА от температуры двухчасового отпуска. Закалка от 940°С в воде. Охлаждение после отпуска на воздухе
Рис. 14.10. Зависимость работы разрушения при ударном кручении стали с 1,0 %С от температуры отпуска. Закалка от 845°С в масле (Г.В. Ларссен)
Температура отпуска, *С
Рис. 14.11. Зависимость работы разрушения и площади интер-кристаллнтной составляющей в изломе стали 30ХГСН2МА от температуры одночасового отпуска. Закалка от 1160"С в масле (С.К. Бенерджи)
340
сительно высокий уровень ударной вязкости. Для заэвтектоидных сталей, вязкость которых чрезвычайно низка, стандартные испытания на ударную вязкость не обеспечивают надежного выявления необратимой отпускной хрупкости. Для этой цели пригодны более мягкие испытания, например, испытания на ударное кручение (рис. 14.10).
В сталях промышленной чистоты развитие необратимой отпускной хрупкости сопровождается появлением в изломах участков хрупкого разрушения, происходящего по границам исходных аустенитных зерен. Наибольшая доля такого разрушения наблюдается после отпуска, вызывающего максимальное снижение ударной вязкости (рис. 14.11).
Большинство легирующих элементов не оказывает значительного влияния на склонность стали к необратимой отпускной хрупкости. Кремний, существенно тормозящий распад мартенсита, сдвигает температурный интервал проявления необратимой отпускной хрупкости в сторону более высоких температур отпуска (до 450 °C). Подобным образом ведет себя и алюминий.
В существенной мере склонность к необратимой отпускной хрупкости зависит от степени чистоты стали по примесям. Особенно значительно усиливает развитие охрупчивания повышение содержания в стали фосфора. В сталях, чистых по примесным элементам и выплавленных в вакууме, необратимая отпускная хрупкость отсутствует.
Степень развития необратимой отпускной хрупкости зависит от размера исходного аустенитного зерна. Чем зерно крупнее, тем сильнее проявляется охрупчивание и тем больше в изломе хрупкой интеркристаллитной составляющей.
При отпуске в интервале развития необратимой отпускной хрупкости происходит однофазный распад мартенсита, причем началу охрупчивания соответствует зарождение и рост частиц цементита. Они выделяются как внутри кристаллов мартенсита, так и по их границам, а также по границам исходного аустенитного зерна. При этом зернограничные карбиды имеют пластинчатую форму. Присутствие таких карбидов на границах исходного аустенитного зерна должно стимулировать образование интеркристаллитных трещин при динамическом нагружении. Однако наличие только зернограничных карбидов оказывается еще недостаточным для того, чтобы вызвать интеркристаллитное разрушение. Важную роль в интеркристаллитном охрупчивании играют примеси, в частности фосфор, образующие на границах зерен сегрегации, ослабляющие
341
межзеренное сцепление. Именно совокупность действия зернограничных сегрегаций примесей и зернограничных карбидов обуславливает хрупкое интеркристаллитное разрушение с малой энергоемкостью и соответствующее снижение ударной вязкости.
Такой механизм необратимой отпускной хрупкости является преобладающим. Но встречаются случаи, когда снижение ударной вязкости при отпуске в интервале 250...400 °C является следствием транскристаллитного разрушения. Тогда механизм, контролирующий охрупчивание, будет иным.
Развитие необратимой отпускной хрупкости при отсутствии интеркристаллитного разрушения наблюдается на высокочистых среднеуглеродистых легированных сталях, содержащих после закалки не менее 3...5 % остаточного аустенита. Такое охрупчивание связано с распадом остаточного аустенита, расположенного в виде прослоек между рейками мартенсита, в результате чего образуются межреечные карбиды Fe3C пленочного типа. Возможно, что заметное падение ударной вязкости имеет место лишь тогда, когда межреечные частицы цементита в процессе отпуска огрубляются и становятся существенно крупнее цементитных частиц, выделившихся внутри реек мартенсита. Грубые межреечныс карбиды способствуют при нагружении зарождению трещин, которые, как и в низкоотпущенной стали (до 200 °C), распространяются поперек реек мартенсита (см. рис. 13.6).
Обратимая отпускная хрупкость. Этот вид хрупкости наблюдается в легированных сталях и проявляется как при отпуске в интервале 450...600 °C, так и при замедленном охлаждении в этом температурном интервале после более высокого отпуска. Если охлаждение после отпуска, осуществляемого при температурах выше 600 °C, проводить быстро, то охрупчивания не происходит. Данная хрупкость называется обратимой, так как хрупкое состояние может быть устранено повторным отпуском с нагревом выше 600 °C и последующим быстрым охлаждением и вновь вызвано дополнительным отпуском при 450...600 °C. Обратимая отпускная хрупкость может получать развитие не только при осуществлении термической обработки, но и при эксплуатации изделий в температурном интервале ее проявления.
У многих сталей развитие обратимой отпускной хрупкости сопровождается появлением провала ударной вязкости на кривой зависимости этой характеристики от температуры отпуска (см. рис. 14.9). Но ударные испытания при комнатной температуре не всегда дают надежную информацию о развитии обратимой отпускной хрупкости.
342
Для наиболее полной оценки склонности стали к этому виду охрупчивания целесообразно строить сериальные кривые ударной вязкости и определять по ним температуру вязкохрупкого перехода. При развитии охрупчивания эта характеристика может смещаться на десятки и даже сотни градусов. Обычно считают, что сталь восприимчива к обратимой отпускной хрупкости, если повышение температуры вязкохрупкого перехода превышает 30 °C.
Схема, приведенная на рис. 14.12, показывает, что испытания при комнатной температуре могут вообще не давать возможности установить факт развития отпускной хрупкости. Если сериальная кривая ударной вязкости смещается в результате охрупчивания из положения 1 в положение 2, то изменения ударной вязкости при комнатной температуре не происходит. Она уменьшается лишь тогда, когда сериальная кривая переместится в положение 3.
Наиболее полную информацию о кинетике развития обратимой отпускной хрупкости дают диаграммы, на которых в координатах температура — время выдержки наносят линии, соответствующие определенным температурам вязкохрупкого перехода (рис. 14.13). Они показывают, что температурная зависимость охрупчивания имеет С-образный характер. При длительных выдержках нижняя граница температурного интервала проявления хрупкости снижается до 375 °C. С увеличением выдержки степень
Рис. 14.12. Схема изменения положения сериальной кривой ударной вязкости при развитии обратимой отпускной хрупкости:
J — отпускная хрупкость отсутствует; 2, 3 — состояние отпускной хрупкости
Рис. 14.13. Изотермическая диаграмма охрупчивания роторной стали (Ф.Л. Карр). На диаграмму нанесены кривые, соответствующие определенным температурам вязкохрупкого перехода: -60 (7); —50 (2); —40 (3); —20 (4); —10 (5); 0 (6); +10 (7);
+20 (5); +30"С (9)
О 600 г 2.550-Й 500-| 450-£ 400 
0.1
Длительность выдержки, ч
343
охрупчивания постепенно возрастает, пока не достигнет определенного уровня, зависящего от температуры. При понижении температуры изотермической выдержки достигается большая степень охрупчивания. Следует отметить, что в верхней части температурного интервала проявления обратимой отпускной хрупкости иногда наблюдается сложная зависимость интенсивности охрупчивания от длительности выдержки: она сначала возрастает, а затем уменьшается.
Для анализа развития обратимой отпускной хрупкости в условиях непрерывного охлаждения после высокого отпуска (выше 600 °C) удобны термокинетические диаграммы охрупчивания, которые строят на основании экспериментальных данных или расчетными методами (рис. 14.14). Они дают возможность предсказать степень охрупчивания при заданных скоростях охлаждения, критические скорости охлаждения, при которых охрупчивание превышает допустимый уровень, и температурные интервалы, в которых замедленное охлаждение наиболее опасно.
Одним из признаков обратимой отпускной хрупкости является появление хрупкого разрушения по границам исходного аустенитного зерна. По мере развития охрупчивания доля хрупкой интер-кристаллитной составляющей в изломе растет. В случае особо
Длительность охлаждения т'^2, ч,//2
Рис. 14.14. Термокинетическая диаграмма охрупчивания стали 15Х2НМФА при охлаждении после отпуска 650°С со скоростями 2,5 (7), 5 (2), 10 (3), 40 (4), 100 (5) и 600 град/ч (6) (Г.С. Карк):
ДТК — величина повышения температуры вязкохрупкого перехода, "С
Рис. 14.15. Характерный вид интеркристаллитного разрушения стали 38ХС, находящейся в состоянии обратимой отпускной хрупкости, хЗОО
344
сильного проявления хрупкости излом становится полностью ин-теркристаллитным (рис. 14.15).
Отмстим ряд закономерностей проявления обратимой отпускной хрупкости.
I.	К этому виду хрупкости склонны лишь легированные стали промышленной чистоты. Интенсивность их охрупчивания зависит от содержания таких примесей, как фосфор, сурьма, олово, мышьяк. Влияние примесей заключается в том, что, образуя сегрегации на границах зерен, они снижают когезивную прочность последних. Легированные стали, выплавленные в вакууме из высокочистых шихтовых материалов, не склонны к обратимой отпускной хрупкости.
Интенсивность развития обратимой отпускной хрупкости зависит от характера легирования стали. Хром, никель, марганец и кремний увеличивают склонность к охрупчиванию. Особенно она высока у хромоникелевых, хромомарганцевых и хромомарганцевокремнистых сталей. Введение в сталь 0,2...0,7 % молибдена эффективно тормозит развитие обратимой отпускной хрупкости. При более высоких содержаниях этого элемента его положительное влияние исчезает. Ослабляющее воздействие на охрупчивание, хотя и в меньшей мере, чем молибден, оказывает также вольфрам в количестве 0,6...1,2 %.
С уменьшением содержания углерода в легированных сталях обратимая отпускная хрупкость ослабевает, но не исчезает полностью. Она наблюдается даже у безуглеродистых железных сплавов.
2.	Интенсивность развития обратимой отпускной хрупкости зависит от размеров исходного аустенитного зерна. Чем крупнее зерно, тем при прочих равных условиях в большей мере охрупчивается сталь.
Решающую роль большеугловых границ в развитии обратимой отпускной хрупкости наглядно иллюстрируют эксперименты, выполненные на поли- и монокристаллах (Д.П. Родионов). Если выращенные из расплава монокристаллы после окончания кристаллизации закалить непосредственно из аустенитной области, то в них не будет большеугловых границ, которые в поликристаллах связаны с наличием аустенитных зерен. Из рис. 14.16 видно, что у стали 37XH3A, находящейся в поликристаллическом состоянии, на кривой ударная вязкость—температура отпуска имеются два провала, связанных с необратимой (250...400 °C) и обратимой (500...550 °C) отпускной хрупкостью. В охрупченном состоянии разрушение происходило с образованием хрупкого интеркристаллитного излома. Монокристальные образцы этой же стали вели себя по-иному: с увеличением температуры отпуска их ударная вязкость постепен-
345
Рис. 14.16. Зависимость твердости и ударной вязкости стали 37XH3A от температуры двухчасового отпуска. Образцы монокристаллические (7) и поликристаллические (2) (Д.П. Родионов)
но повышалась без каких-либо аномалий. При этом макроизлом был волокнистым вне зависимости от температуры отпуска. Таким образом, "убирая” из материала боль-
>>	0 100 300 500 700 шеугловые границы, можно резко
Температура отпуска, “С уменьшить его восприимчивость к обратимой отпускной хрупкости.
Если закаленные монокристаллы подвергнуть интенсивной холодной пластической деформации, то при последующем отпуске при высоких температурах можно осуществить рекристаллизацию ферритной матрицы. Тогда сталь окажется склонной к обратимой отпускной хрупкости, но ее разрушение в охрупченном состоянии будет осуществляться по границам ферритного зерна. Отсюда следует, что развитие обратимой отпускной хрупкости протекает независимо от того, сформировались ли большеугловые границы в аустенитной или в ферритной областях.
3.	Развитие обратимой отпускной хрупкости наблюдается не только в сталях с исходной мартенситной структурой, но и при бейнитной и перлитной структурах. Склонность к охрупчиванию максимальна для продуктов отпуска мартенсита, в наименьшей степени она проявляется в перлите. Например, для стали 35XH3 охрупчивающий нагрев на 500 °C с 32-часовой выдержкой повышал температуру вязкохрупкого перехода на 195 °C в случае предварительной закалки на мартенсит, на 110 °C после бейнитного превращения и на 50 °C после перлитного превращения.
4.	Само по себе развитие обратимой отпускной хрупкости не вызывает изменения твердости и характеристик прочности и пластичности, определяемых при испытаниях на растяжение при комнатной температуре.* Однако необходимо учитывать, что в течение
*К развитию обратимой отпускной хрупкости чувствительно относительное сужение, определяемое при растяжении в области отрицательных температур. Снижение этой характеристики при охрупчивании коррелирует с повышением температуры вязкохрупкого перехода.
346
Рис. 14.17. Зависимость твердости и ударной вязкости стали 4X5 МФС от температуры двухчасового старения. Закалка от 1020°С
длительных выдержек в температурном интервале проявления обратимой отпускной хрупкости в результате продолжающегося протекания процессов отпуска (коалесценция карбидов, эволюция структуры феррита и т. д.) определенное изменение этих свойств возможно.
Развитие обратимой отпускной хрупкости наряду с повышением температуры вязкохрупкого
Температура отпуска, °C
перехода снижает вязкость разрушения (Ajc), ускоряет появление и развитие усталостных трещин при циклическом нагружении,
уменьшает сопротивление коррозионному растрескиванию под напряжением и водородному охрупчиванию.
Хрупкость, обусловленная вторичным твердением. Как было сказано в разделе 14.1, наблюдаемое при отпуске вторичнотвер-деющих сталей повышение прочностных характеристик, обусловленное выделением высокодисперсных специальных карбидов, сопровождается охрупчиванием вторичнотвердеющих сталей. Оно может проявляться в появлении провала на кривой зависимости ударной вязкости от температуры отпуска в температурном интервале наиболее интенсивного развития вторичного твердения (рис. 14.17). В зависимости от характера выделения специальных карбидов разрушение в охрупченном состоянии бывает транс- и интеркри
сталл итным.
Транскристаллитное разрушение имеет место в тех случаях, когда карбиды выделяются преимущественно по границам мартенситных кристаллов или внутри кристаллов на элементах субструктуры. Если при закалке в стали формируется пакетный мартенсит, структура которого при отпуске в температурном интервале охрупчивания не претерпевает существенных изменений, то разрушение протекает в соответствии со схемой, приведенной на рис. 13.6. В изломах вторичнотвердеющих сталей, находящихся в охрупченном состоянии, обычно набйбдаются участки вязкого разрушения
347
и фасетки квазискола. Чем сильнее охрупчивание, тем большая часть поверхности излома занята фасетками квазискола.
Интеркристаллитное разрушение провоцируется интенсивным выделением специальных карбидов по границам исходного аустенитного зерна. По видимому, эта причина не является единственной. Часто интеркристаллитное разрушение вторичнотвердеющих сталей рассматривают как результат совместного действия зернограничных карбидов и зернограничных сегрегаций примесей, снижающих когезивную прочность границ. При охрупчивании, вызванном вторичным твердением, так же как и при отпускной хрупкости, укрупнение исходного аустенитного зерна увеличивает склонность стали к интеркристаллитному разрушению.
14.3. ФАКТОРЫ, ВЛИЯЮЩИЕ НА ИНТЕРКРИСТАЛЛИТНОЕ ОХРУПЧИВАНИЕ
Важнейшую роль в интеркристаллитном охрупчивании как непосредственно после закалки, так и при последующем отпуске играют примеси, образующие сегрегации на большеугловых границах и снижающие их когезивную прочность. Зернограничные сегрегации примесей оказывают существенное воздействие на развитие интеркристаллитного охрупчивания не только при термической обработке, но и в процессе эксплуатации при совместном действии напряжений и повышенной температуры (высокотемпературная ползучесть), при воздействии агрессивных сред, а также радиации. Кроме примесей на склонность к интеркристаллитному охрупчиванию оказывают влияние и другие факторы: особенности легирования стали, ее микроструктура, уровень прочности и т. д.
Влияние примесей. Интеркристаллитное охрупчивание сплавов железа вызывают примесные элементы, входящие в четвертую-шестую группы периодической системы Д.И. Менделеева, и прежде всего фосфор, сурьма, олово и мышьяк. Атомы этих элементов могут диффундировать в матрице к большеугловым границам и образовывать на них сегрегации. Различают равновесные и неравновесные сегрегации примесей. Сегрегация является равновесной, если при достаточно длительной выдержке концентрация сегрегированного элемента на большеугловой границе достигает некоторого значения и в дальнейшем не изменяется. Образование равновесных сегрегаций примесей сопровождается уменьшением свободной энергии всей системы. Неравновесная сегрегация, на
348
против, может существовать лишь в течение некоторого времени, а при достаточно больших выдержках она исчезает.
Образование равновесных сегрегаций обусловлено упругим взаимодействием атомов примеси с большеугловой границей. Вокруг примесного атома решетка матрицы искажена. В то же время на болыцеугловых границах существуют участки сгущения и разрежения атомов. Поэтому, если атомы примеси имеют больший атомный диаметр, чем атомы матрицы, то они будут мигрировать в участки границ с меньшей объемной плотностью, что приведет к уменьшению энергии упругих искажений решетки. Кроме упругого, существует и химическое взаимодействие атомов примеси с границей, которое также может способствовать образованию равновесной сегрегации.
Равновесные зернограничные сегрегации примесей имеют толщину в несколько атомных слоев. Концентрация примесей в сегрегированном слое может быть очень большой и превышать ее объемное содержание на два-три порядка. Если обычное среднее содержание примесей в промышленной стали составляет сотые (Р) или тысячные (Sb, Sn) доли процента, то на границе исходного аустенитного зерна оно может достигать нескольких процентов.
Для равновесной сегрегации на стадии насыщения связь между концентрацией примеси на границе Сгр и ее концентрацией в объеме Со и температурой качественно описывается уравнением Мак Лина:
Сгр = [Соехр(£/ДТ)]/[1 + Соехр(£//?Т)|,	(14.3)
где Е — энергия связи атома примеси с границей.
Формула показывает, что с ростом содержания примеси в объеме и при снижении температуры равновесная концентрация примесных атомов на большеугловых границах возрастает.
В сталях образование равновесных зернограничных сегрегаций примесей может происходить как в a-фазе при отпуске, так и в у-фазе при аустенитизации. Наиболее значительные сегрегации примесей возникают в процессе выдержки в области существования сх-фазы. При этом вне зависимости от температуры нагрева наблюдается один и тот же характер изменения концентрации примесей на границах: с увеличением длительности выдержки она постепенно зозрастает, пока не достигнет насыщения, причем этот процесс контролируется объемной диффузией примесей. В а-состоянии
349
наблюдается С-образная кривая формирования зернограничных примесных сегрегаций.
При высоких температурах происходит рассасывание зернограничных сегрегаций примесей, а при низких температурах их образование оказывается затрудненным ввиду малой диффузионной подвижности атомов. Фосфор образует сегрегации в а-фазе значительно быстрее, чем сурьма или олово. С-образные кривые образования сегрегаций фосфора и развитие обратимой отпускной хрупкости обычно качественно совпадают.
В аустенитной области экспериментально обнаружено лишь возникновение зернограничных сегрегаций фосфора. Его равновесная концентрация на границах аустенитного зерна в у-области значительно ниже, чем в a-области, и растет она с понижением температуры менее резко (рис. 14.18).
Экспериментально показано, что склонность стали к охрупчиванию возрастает с увеличением содержания примесей на границах исходного аустенитного зерна, причем сурьма и олово влияют в значительно большей степени, чем фосфор. При проявлении обратимой отпускной хрупкости температура вязкохрупкого перехода хромоникелевой стали прямо пропорциональна зернограничной концентрации примесей (рис. 14.19).
Причины снижения когезивной прочности границ под действием сегрегаций примесей окончательно не ясны. Согласно одной
Температура, 'С
Рис. 14.18. Влияние температуры на равновесную концентрацию фосфора на границах аустенитных зерен в стали 30X2H3 с 0,07 % Р (Д. Мак Лин)
Рис. 14.19. Зависимость температуры вязкохрупкого перехода от зернограничной концентрации примесей в стали 40Х2НЗ (С Мак Магон)
350
из гипотез когезивная прочность границ зерен зависит от размеров сегрегирующих атомов. У таких примесей, как фосфор, сурьма, олово, мышьяк, атомный диаметр больше, чем у железа. Поэтому, находясь на границе, они увеличивают среднее расстояние между атомами по разные стороны границы, уменьшая при этом силы сцепления. Отсюда следует, что чем больше атомный диаметр примеси, тем сильнее должно быть ее охрупчивающее действие. Такой вывод согласуется с экспериментальными данными. Сурьма, имеющая больше атомный диаметр, чем фосфор, охрупчивает сталь в большей степени.
Ряд теоретических исследований показывает, что интеркри-сталлитное охрупчивание может быть связано с изменением химической связи на границе зерна. Специфика электронного строения атома охрупчивающей примеси такова, что он, взаимодействуя с окружающими его атомами металла, образует с ними прочные ковалентные связи. Это в свою очередь приводит к ослаблению связей между металлическими атомами, расположенными в окрестностях примесного атома. В результате разрушение в атомном масштабе идет по ковалентным связям и по ослабленным связям
металл-металл.
Объяснить повышение температуры вязкохрупкого перехода при охрупчивании можно, используя диаграмму, построенную М.П. Си для углеродистой стали (рис. 14.20). При повышенных температурах нагружения, когда предел текучести низок, происходит значительная пластическая деформация и разрушение будет вязким. С понижением температуры испытания предел текучести стали растет (кривая /), пока не достигнет напряжения хрупкого
разрушения (кривая 2). В этом случае разрушение происходит хрупко, т. к. сопротивление хрупкому разрушению дости-
Рис. 14.20. Влияние температуры испытания на механические свойства стали с 0,2 %С при растяжении (М.П. Си):
1 — предел текучести; 2 — напряжение хрупкого разрушения; 3 — напряжение хрупкого разрушения по границам зерен после образования зернограничных сегрегаций примеси
Температура, °C
351
гается при нагружении раньше, чем будет достигнут предел текучести. Точка пересечения кривых 1 и 2 соответствует температуре вязкохрупкого перехода (Т\). Если происходит образование зернограничных сегрегаций примесей и соответственно снижается когезивная прочность границ зерен (кривая 5), то при том же пределе текучести температура вязкохрупкого перехода окажется выше (Т2).
При температурах проявления обратимой отпускной хрупко сти сегрегации примесей образуются на всех большеугловых гра ницах, существующих в сс-фазе. В сталях, имевших мартенситную структуру, примесями обогащаются наряду с границами исходного аустенитного зерна и границы пакетов реек. Но местами преимущественного распространения трещин являются все же границы исходного аустенитного зерна. Меньшая энергоемкость разрушения по таким границам обусловлена прежде всего тем, что они имеют большие плоские и гладкие участки, и трещина при распространении меняет свое направление реже, чем если бы она развивалась по границам пакетов.
Влияние легирующих элементов. Склонность к обратимой отпускной хрупкости зависит не только от содержания охрупчивающих примесей, но и от характера легирования стали. В зависимости от его особенностей может наблюдаться как усиление, так и ослабление охрупчивания. На процессы, определяющие степень охрупчивания о.-фазы, легирующие элементы влияют следующим образом. Во-первых, они могут оказывать воздействие на фор мирование зернограничных сегрегаций примесей, от которых зависит когезивная прочность границ. Во-вторых, присутствуя на границах, легирующие элементы могут сами непосредственно вли ять на когезивную прочность последних. В-третьих, легирование определяет особенности формирования структуры при термической обработке, что также сказывается на интенсивности охрупчивания.
Легирующие элементы, как и примеси, склонны к образованию сегрегаций на границах зерен. Их зернограничная концентрация может превышать концентрацию в объеме в несколько раз. В сталях высокой чистоты по охрупчивающим примесям сегрегации легирующих элементов не возникают. В то же время в углеродистых сталях, в которых легирующие элементы практически отсутствуют, сегрегации примесей чрезвычайно малы и такие стали оказываются нечувствительными к обратимой отпускной хрупкости. Это позволяет считать, что в сталях при нагреве в температурный интервал проявления обратимой отпускной хрупкости имеет
352
место взаимодействие между легирующими элементами и примесями и их совместная сегрегация.
Зернограничные сегрегации примесей и легирующих элементов могут взаимно усиливаться. Такой эффект объясняют наличием взаимного притяжения между атомами сегрегирующих элементов, которое должно быть сильнее, чем притяжение между атомами каждого из этих элементов и атомами железа (М. Гуттман).
Экспериментальные данные показывают, что такие широко используемые легирующие добавки, как никель, хром и марганец (каждая по себе и все вместе), повышают равновесные зернограничные сегрегации фосфора и сурьмы, в результате чего охрупчивание усиливается. При этом никель более эффективно содействует сегрегации сурьмы, чем хром; в то время как для фосфора справедлива обратная зависимость. Значительно увеличивает сегрегации фосфора и повышает склонность к охрупчиванию кремний.
В отличие от перечисленных легирующих элементов молибден и его аналог вольфрам существенно тормозят развитие обратимой отпускной хрупкости. Для молибдена такая закономерность наблюдается, если его содержание в стали не превышает 0,7 %. Тогда он оказывается не связанным в карбиды, а в основном находится в твердом растворе. Причины благоприятного влияния молибдена до конца не ясны. Существует несколько объяснений такого эффекта.
Для атомов молибдена характерно сильное взаимодействие с атомами фосфора. В результате такого взаимодействия в твердом растворе происходит замедление диффузии фосфора к границам зерна, что затрудняет образование зернограничных сегрегаций этой примеси и тормозит охрупчивание. По-видимому, молибден не только влияет на формирование зернограничных сегрегаций примесей. При нагреве до температур развития обратимой отпускной хрупкости этот элемент частично сегрегирует на границы зерен. Предполагается, что обогащая границы, он сам по себе повышает когезивную прочность границ, нейтрализуя тем самым отрицательное действие сегрегаций примесей. Не исключается также, что в низкоуглеродистых сталях может наблюдаться иной механизм действия молибдена. Он подавляет сегрегацию фосфора к границам, связывая его внутри зерна в химическое соединение — фосфид.
Следует еще раз подчеркнуть, что молибден при содержании в сталях менее 0,7 % лишь замедляет, а не устраняет развитие обратимой отпускной хрупкости. При достаточно длительных выдержках в температурном интервале проявления этого вида хруп
353
кости он переходит в карбидную фазу. Уменьшение его содержания в твердом состоянии приводит к тому, что полезное действие присадок этого элемента постепенно исчезает.
При содержании молибдена более 0,7 % его ослабляющего влияния на охрупчивание не наблюдается, что обусловлено резким увеличением скорости образования богатых этим элементом карбидов (например, Л/2С). При этом очень быстро молибден уходит из твердого раствора и зернограничные сегрегации фосфора и степень охрупчивания становятся такими же, как и в сталях, не содержащих молибден.
Аналогично молибдену на охрупчивающие процессы действует титан. Его добавки около 0,1 % уменьшают охрупчивание, вызываемое сурьмой. Но такой эффект наблюдается лишь в сталях с низким содержанием утлерода, когда не весь титан связывается в карбиды, а часть его остается в твердом растворе. Ослабить развитие обратимой отпускной хрупкости позволяет также введение в сталь добавок редкоземельных элементов, в частности лантана и церия, которые связывают фосфор в химические соединения.
Влияние карбидов. Склонность к интеркристаллитному охрупчиванию может возрастать при выделении на границах зерен карбидной фазы. В процессе нагружения зернограничные карбиды действуют как барьеры, блокирующие скольжение дислокаций. Скопления дислокаций перед карбидами, создавая высокие локальные напряжения, способствуют зарождению трещины на границах раздела карбид—матрица, которые в дальнейшем могут развиваться по границам зерен.
Зарождение трещины может облегчить низкая когезивная прочность межфазной границы карбид—матрица из-за наличия на ней повышенной концентрации охрупчивающих примесей. Последнее обусловлено тем, что такие примеси, как фосфор, сурьма и олово, мало растворяются в карбидах и поэтому по мере роста карбидов они вытесняются в приграничные объемы. Если скорость роста карбидов достаточно велика, то примеси не успевают диффундировать в глубь зерна и около карбидов возникает их неравновесная сегрегация. Кроме того, между карбидами и матрицей при отпуске происходит перераспределение легирующих элементов. Если сталь содержит никель, то этот элемент уходит из растущего карбида, в результате чего его концентрация около границы карбид—матрица возрастает. В свою очередь, в объемы, богатые никелем, из матрицы начинают диффундировать атомы примесей.
354
Влияние прочности. С увеличением уровня прочности склонность к интеркристаллитному охрупчиванию возрастает. В случае развития обратимой отпускной хрупкости это проявляется в повышении температуры вязкохрупкого перехода. Из диаграммы, приведенной на рис. 14.20, следует, что если увеличивается предел текучести (кривая 1 смещается вверх), то при неизменной прочности границ зерен (кривая 3) температура вязкохрупкого перехода должна сместиться в сторону более высоких температур. На практике важно учитывать, что при повышении прочности необходимо все меньшее содержание охрупчивающих примесей, чтобы в данных условиях нагружения произошло интеркристаллитное разрушение.
Если увеличение времени предварительного высокого отпуска, проводимого выше 600 °C, вызывает значительное снижение прочностных характеристик, то при последующем нагреве до 600...450 °C склонность к охрупчиванию может уменьшиться. Как было сказано выше, при выдержке в верхней части температурного интервала проявления обратимой отпускной хрупкости усиление охрупчивания может сменяться его ослаблением. Этот эффект также имеет место тогда, когда во время выдержки происходит существенное разупрочнение стали.
Изложенное выше позволяет представить следующую общую картину интеркристаллитного охрупчивания промышленных сталей при закалке и отпуске. При нагреве под закалку происходит относительно небольшое обогащение границ аустенитного зерна охрупчивающими примесями и прежде всего фосфором. Хотя образовавшиеся зернограничные примесные сегрегации малы, но в закаленном состоянии, когда сталь характеризуется высокой твердостью, они могут способствовать образованию хрупких интер-кристаллитных трещин. Например, такой эффект наблюдается при замедленном разрушении закаленной стали.
При отпуске в температурном интервале проявления необратимой отпускной хрупкости (250...400 °C) ввиду низкой диффузионной подвижности не происходит усиления зафиксированных закалкой зернограничных сегрегаций за счет перераспределения примесных атомов между телом и границами зерна. Но в процессе такого отпуска на границах исходного аустенитного зерна образуются частицы цементита пластинчатой формы. При отпуске в интервале 250...400 °C прочность стали остается достаточно высокой. Для высокопрочного состояния наличие небольших зернограничных сегрегаций охрупчивающих примесей и сравнительно неболь-
355
того количества зернограничных карбидов оказывается достаточным, чтобы при динамическом нагружении происходило хрупкое интеркристаллитное разрушение.
Отпуск выше 400 °C приводит к укрупнению карбидных частиц и понижению прочности стали, что сопровождается исчезновением интеркристаллитного охрупчивания и ростом ударной вязкости. В температурном интервале развития обратимой отпускной хрупкости (450...600 °C) становится возможной относительно быстрая диффузия атомов примесей из матрицы к большеугловым границам. На границах исходного аустенитного зерна концентрация охрупчивающих примесей существенно возрастает, что вызывает значительное ослабление межзеренного сцепления, и при динамическом нагружении становится преобладающим хрупкое интеркристаллитное разрушение.
С повышением температуры отпуска начинает проявляться и другая закономерность — уменьшение величины равновесных сегрегаций примесей на границах зерен, что приводит к снижению склонности к интеркристаллитному охрупчиванию. При отпуске выше 600 °C величина зернограничных сегрегаций примесей становится малой и сегрегации уже неспособны спровоцировать интеркристаллитное развитие трещи! i в условиях относительно низкой прочности стали. Если после окончания отпуска быстро охладить сталь в интервале 600...400 °C, то концентрация примесей на границах не успевает увеличиться и появления обратимой отпускной хрупкости не наблюдается.
Методы предотвращения отпускной хрупкости. Надежных методов устранения необратимой отпускной хрупкости не существует, поэтому обычно отпуск в температурном интервале ее проявления не производят.
Ослабления развития обратимой отпускной хрупкости можно добиться путем оптимизации химического состава стали и ее термической обработки, а также при использовании специальных видов обработки.
1.	Эффективным способом ослабления обратимой отпускной хрупкости является снижение допустимых пределов содержания охрупчивающих примесей. В промышленных конструкционных сталях фосфор содержится в значительно больших количествах, чем другие примеси, уменьшающие межзеренное сцепление. Поэтому фосфор вносит основной вклад в охрупчивание стали и его содержание следует снижать в первую очередь. Для изготовления особо ответственных изделий (крупных сосудов, роторов паровых
356
турбин и т. д.) перспективным является использование сталей, выплавляемых из чистых по примесям шихтовых материалов. Наиболее низкое содержание фосфора обеспечивает первородная шихта.
Ослабления обратимой отпускной хрупкости можно добиться не только снижением содержания охрупчивающих примесей, но и изменением характера легирования стали. На практике для снижения склонности к обратимой отпускной хрупкости широко используется легирование 0,2...0,4 % молибдена. Уменьшить развитие обратимой отпускной хрупкости можно путем ограничения содержания в стали легирующих элементов, усиливающих охрупчивание, например, таких как никель или кремний. Но в этом случае необходимо учитывать влияние химического состава стали на ее структуру и механические свойства. Положительный эффект обеспечивает легирование карбидообразующими элементами, способствующими получению мелкого зерна аустенита. Важно подчеркнуть, что измельчение аустенитного зерна целесообразно не только для снижения склонности к обратимой отпускной хрупкости, но и для получения более высокого уровня прочности и пластичности.
2.	В значительной мере ослабить развитие обратимой отпускной хрупкости можно, используя ускоренное охлаждение после высокого отпуска (выше 600 °C). Подчеркнем, что быстрое охлаждение необходимо лишь в температурном интервале интенсивного проявления охрупчивания. Минимальная скорость охлаждения, обеспечивающая надежное подавление развития обратимой отпускной хрупкости, зависит от химического состава стали. Ее определение облегчается, если имеются изотермические или термокинетические диаграммы охрупчивания, подобные приведенным на рис. 14.13 и 14.14.
При выборе режима охлаждения после высокого отпуска следует учитывать также возможность возникновения при ускоренном охлаждении высоких термических напряжений. Эта проблема особенно актуальна для крупногабаритных деталей, в которых при охлаждении возникает значительный перепад температур по объему металла. Поэтому при их термической обработке могут вводиться определенные ограничения на скорость охлаждения после отпуска.
В тех случаях, когда это допустимо, некоторое ослабление проявления обратимой отпускной хрупкости может быть достигнуто путем увеличения длительности высокого отпуска, что обеспечивает снижение уровня прочности и стабилизации структуры.
357
3.	Для уменьшения склонности к обратимой отпускной хрупкости можно использовать такие виды обработки, как закалку из межкритического интервала или высокотемпературную термомеханическую обработку (см. разделы 13.9 и 18.2).
14.4. ОСНОВНЫЕ ВИДЫ ОТПУСКА
В зависимости от температуры нагрева различают низкий, средний и высокий отпуск.
Низкий отпуск (120...250 °C) используется при термической обработке высокопрочных конструкционных сталей, инструментальных сталей, изделий после цементации, нитроцементации и поверхностной закалки. При таком отпуске формируется структура отпущенного мартенсита. Низкий отпуск позволяет снизить уровень остаточных напряжений, возникающих при закалке, и одновременно сохранить высокую твердость. При низком отпуске происходит некоторое повышение пластичности и ударной вязкости. Но, как правило, низкоотпущенные изделия не выдерживают значительных динамических нагрузок.
Средний отпуск (350...450 °C), при котором образуется структура троостита, применяется в основном для рессорно-пружинных сталей, так как обеспечивает высокие значения пределов упругости и выносливости. При этом на достаточно высоком уровне сохраняются твердость, пределы текучести и прочности при умеренных пластичности и вязкости. Выбирая режим среднего отпуска, следует избегать температурного интервала развития необратимой отпускной хрупкости.
Высокий отпуск (500...670 °C) широко используется для различных изделий из конструкционных сталей, которые должны сочетать повышенный уровень прочности с высокой пластичностью и вязкостью. Высокоотпущенные стали хорошо противостоят динамическим нагрузкам. Термическая обработка, включающая закалку и высокий отпуск, называется улучшением. После улучшения сталь имеет структуру сорбита отпуска.
Отметим, что важным условием достижения оптимальных свойств улучшаемых сталей является их полная прокаливаемость с получением мартенситной структуры. При неполной прокаливаемости образование во время охлаждения при закалке немартенситных продуктов распада переохлажденного аустенита (за исключе-। шем нижнего бейнита) вызывает в высокоотпущенном состоянии
358
ухудшение комплекса механических свойств внутренних слоев изделий (см. раздел 13.2).
Высокий отпуск наиболее полно снимает остаточные закалочные напряжения. Но окончательный уровень внутренних напряжений зависит от условий охлаждения после отпуска. Чем медленнее охлаждение, тем меньше остаточные напряжения. Изделия несложной формы обычно охлаждают на воздухе. Но если сталь склонна к обратимой отпускной хрупкости, то охлаждение после окончания отпуска должно быть ускоренным. Относительно небольшие изделия после высокого отпуска часто охлаждают в воде. Охлаждение крупных изделий может проводиться по сложному режиму: после ускоренного охлаждения до 350...400 °C следует выдержка для релаксации термических напряжений и последующее замедленное охлаждение. После высокого отпуска с ускоренным охлаждением с целью уменьшения внутренних напряжений иногда осуществляют еще один дополнительный отпуск с нагревом до 400 °C, т. е. ниже температурного интервала развития обратимой отпускной хрупкости.
Высокий отпуск вторичнотвердеющих сталей обычно проводится при температурах, превышающих температурный интервал, в котором наблюдается пик вторичного твердения. Прочность при этом снижается, но увеличиваются пластичность и ударная вязкость. Если высоколегированная сталь в закаленном состоянии имеет повышенное количество остаточного аустенита, а при ее отпуске наблюдается явление вторичной закалки, то сталь подвергают многократному отпуску. Число отпусков колеблется в пределах 2...4 и должно быть тем большим, чем больше остаточного аустенита было получено при закалке и чем выше его устойчивость.
Для назначения температуры и длительности отпуска следует использовать справочные данные. Окончательно параметры отпуска могут уточняться экспериментально.
14.5. ВЫСОКОПРОЧНЫЕ СТАЛИ СО СТРУКТУРОЙ ОТПУЩЕННОГО МАРТЕНСИТА
Высокопрочные материалы имеют свою специфику поведения в условиях эксплуатации, ввиду чего заслуживают отдельного рассмотрения. Они используются для изготовления ответственных деталей и конструкций, работающих в условиях нагружения при больших удельных нагрузках, и должны обладать высокими значениями пределов текучести и прочности, повышенной цикличе
359
ской выносливостью, достаточной пластичностью и вязкостью. В качестве таких материалов нашли применение закаленные на мартенсит стали после низкого отпуска, хотя они и имеют повышенную склонность к хрупким разрушениям. Как показали многочисленные исследования, оптимальное сочетание их механических свойств досыпается при следующей структуре:
1.	Мартенсит должен иметь реечное строение. Наличие в закаленной стали двойникованного мартенсита приводит к значительному снижению вязкости разрушения. Напомним, что структура реечного мартенсита формируется в сталях, в которых точка М„ лежит при температурах порядка 350 °C, чему соответствует содержание углерода не более 0,4 %.
2.	Остаточный аустенит должен находиться в виде тонких прослоек между рейками мартенсита. В этом случае, являясь вязкой составляющей, он эффективно тормозит хрупкое распространение трещин.
3.	Желательно, чтобы в процессе отпуска или самоотпуска не происходило сильной локализации выделений на границах зерен и мартенситных кристаллов, что вызывает охрупчивание стали.*
Указанные особенности структуры можно реализовать на среднелегированных сталях с 0,3...0,4 % С, которые чаще всего и используются как высокопрочный материал. Применение сталей с 0,3 % С (30ХГСА, 30ХГСНМА и др.) позволяет получить предел прочности порядка 1600... 1800 МПа. При содержании углерода около 0,4 % (38ХС, 40ХГСНЗВА) достигается предел прочности, равный 1900 210Q МПа. Регулировать прочность указанных сталей путем изменения режима отпуска можно лишь в весьма узких пределах, так как температура отпуска не должна превышать 250 °C из-за опасности развития необратимой отпускной хрупкости. Повышение прочности низкоотпущенных сталей путем увеличения в них содержания углерода более 0,4 % неприемлемо, так как при этом резко возрастает склонность к хрупким разрушениям. Стали становятся чувствительными к концентраторам напряжений — острым надрезам и трещинам. Последние могут возникать при изготовлении деталей и в процессе их эксплуатации. Данные, приведенные на рис. 14.21, наглядно показывают, что при наличии трещины прочность низкоотпущенной стали с высоким содержа-
* Благоприятное влияние на циклическую прочность, пластичность и вязкость низ-коотпущенных сталей оказывает снижение количества неметаллических включений.
360
Рис. 14.21. Влияние содержания углерода на прочность образцов с трещинами из стали Х2ГСН2ВМ. Закалка от 930°С, отпуск 220°С, 4 часа (Я.М. Потак)
нием углерода катастрофически падает.
При использовании высокопрочных сталей со структурой отпущенного мартенсита необходимо учитывать следующие их особенности, повышающие вероятность преждевременных разрушений. Как было сказано выше, стали непосред-
J___I__I__I___I__L
0	1	2	3	4	5
Длина поверхностной трещины, мм
ствснно после закалки склонны
к замедленному разрушению. Низкий отпуск хотя и ослабляет этот эффект, но полное его устранение может и не наблюдаться. Кроме
того, высокопрочные стали чувствительны к водородному охрупчиванию и коррозионному растрескиванию.
Водородное охрупчивание во время пребывания сталей под внешней нагрузкой может быть вызвано водородом, растворенным в стали.*
Наводороживание возможно при некоторых технологических операциях, например в процессе травления или нанесения гальванических покрытий. Сильное повреждение внутренним водородом низкоотпущенных сталей наблюдается уже при относительно низких его концентрациях, причем восприимчивость к охрупчиванию тем больше, чем выше прочность сталей. Охрупчивание также может возникать в случае нахождения сталей под нагрузкой в среде газообразного водорода.
Вызванные водородом охрупчивающие процессы сравнительно мало влияют на пределы текучести и прочности высокопрочных сталей, но существенно снижают их характеристики пластичности, особенно относительное сужение. При водородном охрупчивании наблюдается уменьшение истинного сопротивления разрушению, ухудшаются усталостные характеристики, увеличивается чувстви
*Растворенный водород находится в стали в виде протонов.
361
тельность к концентраторам напряжений. Высокая опасность на-водороживания заключается в резком усилении склонности к замедленному разрушению при статической нагрузке.
Абсорбированный металлом водород может находиться непосредственно в решетке, при этом происходит его диффузия в зоны, где имеются растягивающие напряжения. Около дислокаций водород образует атмосферы Коттрелла. Водород также накапливается на границах зерен и около межфазных границ матрицы и крупных некогерентных выделений. Кроме того, он адсорбируется на поверхностях микронесплошностей, а также скапливается в микропорах в молекулярной форме.
В сталях водород обладает высокой диффузионной подвижностью даже при комнатной температуре. Его перенос от поверхности в глубь металла происходит путем диффузии непосредственно в кристаллической решетке, а также в результате диффузии по дислокациям и границам зерен. Перемещение водорода, находящегося около дислокаций в атмосферах Коттрелла, может осуществляться совместно с движущимися дислокациями.
Обычно водородная хрупкость является следствием совместного действия нескольких процессов. Отметим лишь основные механизмы охрупчивания. Согласно декогезивному механизму охрупчивание в основном связано с растворенным водородом. Это обусловлено тем, что водород ослабляет межатомные связи и уменьшает когезивную прочность решетки. Перед вершиной растущей трещины существует зона высоких растягивающих напряжений. Водород диффундирует в эту зону. Расчеты показывают, что концентрация водорода в ней может быть во много раз больше, чем среднее его содержание в металле. В результате снижения когезивной прочности решетки перед трещиной развитие последней облегчается. Предложена также модель, согласно которой в зоне максимальных растягивающих напряжений при накоплении критической концентрации водорода может зарождаться вторичная микротрещина, которая затем объединяется с магистральной.
Адсорбционный механизм охрупчивания предполагает, что водород, адсорбируясь на поверхности трещины, снижает удельную поверхностную энергию металла, способствуя тем самым росту трещины. В высокопрочных сталях может встречаться следующий механизм охрупчивания. Водород, проникая в микропоры и другие микронесплошности, расположенные вблизи поверхности металла, переходит в молекулярное состояние. При этом создается повышенное давление, которое в совокупности с приложенны
362
ми внешними напряжениями способствует образованию трещин. В процессе роста эти трещины выходят на поверхность изделия.
Вне зависимости от механизма охрупчивания развитие трещин может протекать по телу зерна; при этом разрушение обычно осуществляется квазисколом. Но очень часто при водородном охрупчивании высокопрочных сталей преобладает хрупкое разрушение по границам исходных аустенитных зерен, что обусловлено снижением когезивной прочности границ вследствие концентрации на них водорода. Развитию интеркристаллитного разрушения способствует присутствие на границах зерен тех же примесей (Р, Sb, Sn), которые вызывают появление обратимой отпускной хрупкости. При высокой прочности стали требуется небольшая зернограничная их концентрация, чтобы инициировать появление трещин. Есть основание считать, что указанные примеси, образуя сегрегации, не только непосредственно снижают когезивную прочность границ, но и способствуют повышению содержания водорода на большеугловых границах, что в еще большей мере увеличивает склонность к интеркристаллитному разрушению.
Под коррозионным растрескиванием понимают разрушение, происходящее при совместном действии агрессивной среды и растягивающих напряжений (внешних или остаточных внутренних) и имеющее макрохрупкий характер. Коррозионное растрескивание высокопрочных сталей наблюдается в кислотах, щелочах и растворах солей. Обычно разрушение начинается от локализованных коррозионных поражений на поверхности металла. Возникающая трещина начинает медленно расти в глубь металла, пока нс достигнет определенного критического размера. Далее наступает стадия быстрого разрушения. В зависимости от свойств агрессивной среды, величины напряжений и ряда других факторов разрушение на стадии до критического роста трещин может быть как транс-, так и интеркристаллитным.
Механизм коррозионного растрескивания имеет различный характер в зависимости от природы системы металл—среда, а также уровня напряжений. Можно выделить две основные теории, объясняющие общие принципы коррозионного растрескивания. Одна из них (электрохимическая) связывает коррозионное растрескивание с анодным растворением металла в устье трещины. Согласно другой (адсорбционной) растрескивание обусловлено понижением поверхностной энергии металла в результате адсорбции атомов и ионов из окружающей агрессивной среды.
363
На склонность высокопрочных сталей к водородной хрупкости и коррозионному растрескиванию влияет режим отпуска. Повышение температуры отпуска и уменьшение предела прочности сопровождается увеличением сопротивления этим видам охрупчивания. В то же время следует учитывать, что отпуск в температурном интервале развития необратимой отпускной хрупкости оказывает противоположное воздействие.
Эффективным способом снижения склонности к рассматриваемым видам хрупкости является уменьшение размеров аустенитного зерна и, следовательно, размеров пакетов и реек мартенсита. Сопротивление водородному охрупчиванию и коррозионному растрескиванию можно увеличить, используя методы поверхностного наклепа (например, пескоструйную обработку), обеспечивающие создание в поверхностном слое изделия сжимающих остаточных напряжений.
Из сказанного следует, что при выборе высокопрочных сталей для изготовления тех или иных деталей и конструкций нельзя ограничиваться оценкой только обычных свойств. Необходим комплексный анализ, включающий определение трещиностойко-сти, склонности к замедленному разрушению, водородной хрупкости и коррозионному растрескиванию.
Одним из способов улучшения комплекса механических свойств сталей со структурой отпущенного мартенсита является отпуск под напряжением. Склонность к хрупкому разрушению сталей, находящихся в высокопрочном состоянии, в значительной мере зависит от уровня внутренних микронапряжений и характера их распределения в металле. В структуре отпущенного мартенсита существуют или возникают при приложении внешней нагрузки локальные, "пиковые" напряжения, значительно превышающие средний уровень. Эти напряжения могут приводить к зарождению и развитию трещин. Уменьшения микронапряжений можно добиться путем повышения температуры отпуска, но в этом случае снижается прочность. Использование отпуска под напряжением позволяет добиться того же эффекта при сохранении высокопрочного состояния.
Известно, что релаксация напряжений может развиваться во время выдержки под нагрузкой при напряжениях ниже макроскопического предела текучести. При этом она происходит прежде всего в местах действия локальных, "пиковых" напряжений и осуществляется путем микроскопических сдвигов. В результате возникает более однородное распределение напряжений в стали под
364
нагрузкой и более однородная дислокационная структура, что приводит к повышению сопротивления малым пластическим деформациям и хрупкому разрушению. Процесс сглаживания локальных, "пиковых" напряжений путем микропласгических сдвигов облегчается в случае нагружения при повышенных температурах, когда возрастает подвижность дислокаций.
Этот эффект и используется при отпуске под напряжением. Такую обработку можно проводить как непосредственно после закалки, так и после предварительного отпуска. Сталь нагревают на заданную температуру отпуска и медленно со скоростями порядка IO 3... I0 4 с-1 нагружают до напряжений, равных 0,5...0,7оо 2, за-тем следуют снятие нагрузки и охлаждение металла.
В результате отпуска под напряжением предел пропорциональности сто 02 и предел текучести сто,2 увеличиваются на 200...400 МПа, причем предел прочности и характеристики пластичности остаются практически неизменными. Кроме того, после такой обработки наблюдается рост сопротивления хрупкому разрушению, что, в частности, проявляется в снижении температуры вязкохрупкого перехода при динамическом нагружении. Отпуск под напряжением приводит также к снижению склонности низкоотпугценных сталей к коррозионному растрескиванию.
365
Глава 15
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ С ПОЛУЧЕНИЕМ БЕЙНИТНЫХ СТРУКТУР
В общем случае образование бейнита в стали происходит при охлаждении из аустенитной области со скоростями большими, чем нижняя критическая скорость закалки (J^1K3), но меньшими, чем критическая скорость образования бейнита (Еб), определяющаяся минимальной устойчивостью переохлажденного аустенита при температурах промежуточного превращения (см. раздел 7.2). Если закалка на мартенсит осуществляется в условиях неполной прокаливаемости, то в центральных слоях изделий может происходить образование бейнита или даже перлита. Наличие бейнитных участков в структуре изделия, подвергнутого закалке на мартенсит и последующему отпуску, будет оказывать влияние на его работоспособность. Нередко бейнитную структуру в стали создают целенаправленно, используя специальную термическую обработку. Это связано с тем, что для ряда сталей такая структура обеспечивает благоприятный комплекс свойств.
15.1. СВОЙСТВА СТАЛЕЙ С БЕЙНИТНОЙ СТРУК ГУРОЙ
Структура стали после промежуточного превращения состоит из кристаллов бейнитной а-фазы, карбидов и остаточного аустенита. В ряде случаев в структуре может присутствовать некоторое количество мартенсита, образовавшегося при охлаждении с температур промежуточного превращения до комнатной температуры. Характер бейнитной структуры сильно изменяется в зависимости от температуры, времени превращения и состава стали. Верхний и нижний бейнит, образующиеся соответственно в верхней и нижней частях температурного интервала промежуточного превращения, имеют существенные структурные различия.
Бейнитная структура обладает более высокой прочностью, чем продукты диффузионного превращения, состоящие также из
366
феррита и карбидов (см. рис. 13.1). Повышенная прочность бейнита определяется совместным действием следующих факторов: небольшим размером кристаллов бейнитной а-фазы, высокой плотностью дислокаций внутри этих кристаллов, искаженностью их решетки атомами углерода, образующими в a-железе пересыщенный твердый раствор, закреплением атомами углерода дислокаций, наличием карбидных частиц.
Для верхнего бейнита характерно низкое содержание углерода в a-твердом растворе и образование грубых карбидов, расположенных преимущественно по границам кристаллов бейнитного феррита. Эти факторы не вносят заметного вклада в упрочнение стали. Прочностные свойства верхнего бейнита определяются в основном размерами кристаллов а-фазы, имеющих глобулярную или близкую к ней форму, и плотностью дислокаций в них. Для такой структуры наблюдается линейная зависимость предела текучести от с?”*/2, где d — размер кристаллов а-фазы.
С понижением температуры промежуточного превращения прочностные свойства растут, что обусловлено уменьшением размеров кристаллов а-фазы, увеличением в них плотности дислокаций и содержания углерода в пересыщенном a-твердом растворе. Ферритная составляющая в нижнем бейните имеет пакетное строение. Прочность нижнего бейнита зависит как от размеров пакетов, так и образующих их реек а-фазы. Существенный вклад в упрочнение нижнего бейнита вносят также дисперсные карбиды, выделяющиеся в основном внутри реек.
Верхний бейнит обладает низкими пластичностью и ударной вязкостью, что обусловлено наличием в структуре грубых карбидных частиц и неблагоприятным их распределением. При динамическом нагружении разрушение сталей со структурой верхнего бейнита происходит транскристаллическим путем, преимущественно квазисколом. Распространение трещины в a-фазе идет ио плоскостям {100} без значительных препятствий. Размер фасеток квазискола в изломе сопоставим с размерами кристаллов а-фазы.
Нижний бейнит в отличие от верхнего бейнита, несмотря на более высокую прочность, имеет высокие значения пластичности и ударной вязкости. При переходе от верхнего бейнита к нижнему наблюдается более вязкий характер развития трещин. В изломе стали со структурой нижнего бейнита наряду с фасетками квазискола присутствуют вязкие участки (рис. 15.1). Для нижнего бейнита характерны низкая чувствительность к надрезу, повышенные характери-
367
Рис. 15.1. Характер разрушения стали ЗОХГСНА со структурой нижнего бейнита при динамическом нагружении. Испытания при комнатной температуре, хбОО
стики вязкости разрушения и циклической выносливости. Следовательно, получение структуры нижнего бейнита позволяет обеспечить высокую конструктивную прочность стали.
Высокая вязкость нижнего бейнита при распространении трещины обусловлена как отсут
ствием в структуре грубых карбидных частиц, так и благоприятным расположением остаточного аустенита, количество которого может достигать 10...30 % и более. Разрушение пакета бейнитной а-фазы происходит так же, как и пакета мартенсита — трещина пересекает рейки без существенных отклонений и меняет направление своего распространения лишь при переходе из пакета в пакет (см. рис. 13.6). В этих условиях остаточный аустенит, находящийся в виде тонких непрерывных прослоек между рейками a-фазы, является препятствием на пути распространения трещин. В отличие от нижнего бейнита, в верхнем бейните остаточный аустенит расположен в виде отдельных участков и поэтому он не столь благоприятен для торможения трещин, как непрерывные прослойки.
Важное значение имеет механическая стабильность остаточного аустенита. Стабильный к деформации остаточный аустенит, как правило, обеспечивает хорошие механические свойства, его вязкие прослойки эффективно тормозят развитие трещин. В случае нагружения при комнатной температуре механическая стабильность остаточного аустенита тем выше, чем больше в нем содержание углерода, а следовательно, ниже точка Мн. Если остаточный аустенит нестабилен при нагружении, то возможно возникновение ПНП—эффекта (пластичности, наведенной превращением), при котором наблюдается аномально большое равномерное удлинение, но значительно снижаются предел текучести и ударная вязкость.
Как уже указывалось выше, в ряде сталей аустенит, оставшийся не превращенным при температурах бейнитного распада, при
368
последующем охлаждении до комнатной температуры может частично претерпевать превращение в мартенсит. Появление в структуре участков неотпущенного мартенсита, да еще с повышенным содержанием углерода, приводя к росту прочности, сопровождается снижением пластичности и ударной вязкости.
Наиболее высоким комплексом механических свойств обладают стали, легированные кремнием и алюминием, в которых при промежуточном превращении формируется структура бескарбидно-го бейнита. Это обусловлено двумя причинами. Во-первых, в бей-нитной a-фазе отсутствует выделение карбидов. Во-вторых, почти весь углерод находится в остаточном аустените, что обеспечивает высокую механическую стабильность этой фазы, и при нагружении она ведет себя как вязкая прослойка. Отметим лишь, что в сталях, содержащих более 0,4 % С, эффективно подавить выделение карбидов при промежуточном превращении и получить структуру бескарбидного бейнита трудно, даже при дополнительном легировании кремнием.
15.2. ИЗМЕНЕНИЕ СВОЙСТВ СТАЛЕЙ С БЕЙНИТНОЙ СТРУКТУРОЙ ПРИ ОТПУСКЕ
Вопрос об изменении свойств при отпуске бейнитных структур особенно важен для легированных конструкционных сталей, используемых для изготовления крупных изделий. Как правило, у этих сталей устойчивость переохлажденного аустенита в области диффузионного превращения существенно выше, чем в области промежуточного превращения, что предопределяет возможность образования бейнита в широком интервале скоростей охлаждения. Основные операции термической обработки рассматриваемых сталей — закалка и высокий отпуск (улучшение). Если при осуществлении закалки вследствие неполной прокаливаемости наряду с мартенситом возникают участки с бейнитной структурой, то особенности поведения изделий в условиях эксплуатации в той или иной мере будут зависеть от свойств отпущенного бейнита.
Характер изменения свойств среднеуглеродистых легированных сталей при отпуске принципиально не зависит от того, образуется ли бейнит в изотермических условиях или при непрерывном охлаждении. Следует лишь учитывать, что при непрерывном охлаждении возникает широкий спектр структур от верхнего до нижнего бейнита. Отпуск при температурах, не превышающих температурный интервал превращения, способствуя уменьшению
369
Рис. 15.2. Зависимость твердости, ударной вязкости и количества остаточного аустенита в стали 60С2 от температуры одночасового отпуска:
1 — бейнит, изотермическая обработка с 20-минутной выдержкой при 350“С; 2 — мартенсит, закалка в масле
внутренних напряжений, практически не влияет на уровень прочностных характеристик (рис. 15.2). Заметное разупрочнение сталей с бейнитной структурой начинается при более высоких температурах (выше 350...400 °C), причем снижению прочности соответствует рост пластичности.
Зависимость ударной вязкости от температуры отпуска имеет сложный характер. При отпуске до температур порядка 350 °C существенного изменения этой характеристики чаще всего не происходит. Исключение составляют стали, в которых при промежуточном превращении формируется структура бескарбидного бейнита. Как было показано ранее (см. раздел 8.3), в таких сталях во время отпуска при 300...350 °C происходит дополни-
тельное перераспределение углерода между бейнитным ферритом и остаточным аустенитом. Наблюдаемое при этом обогащение
остаточного аустенита углеродом сопровождается увеличением устойчивости этой фазы к мартенситному превращению при механическом нагружении, что может приводить к небольшому (на 0,1...0,3 МДж/м2) повышению ударной вязкости при комнатной температуре испытания (табл. 15.1) и заметному снижению температуры вязкохрупкого перехода.
 Повышение температуры отпуска до 400...500 °C сопровождается резким снижением ударной вязкости сталей с бейнитной
370
Таблица 15.1
Влияние отпуска на содержание углерода в остаточном аустените и ударную вязкость стали 38ХС
Режим обработки	Количество остаточного аустенита, %	Содержание углерода в остаточном аустените, %	кси, МДж/м2
Изотермическая обработка (20-минутная выдержка при 400 °C)	24	1,23	0,72
Изотермическая обработка + отпуск 300 "С 1 час	21	1,62	1,02
Изотермическая обработка + + отпуск 350 °C 1 час	22	1,53	0,93
структурой* (см. рис. 15.2). Это явление иногда называют бейнитной хрупкостью. При таком охрупчивании в отличие от обратимой отпускной хрупкости разрушение стали осуществляется транскри-сталлитным путем преимущественно квазисколом, т. е. оно обусловлено изменением внутрнзеренной структуры, а не процессами на границах зерен.
При отпуске в температурном интервале развития бейнитной хрупкости наблюдается уменьшение количества остаточного аустенита (см. рис. 15.2). Именно с этим превращением и связано снижение ударной вязкости, причем можно указать для этого несколько причин. Во-первых, из структуры, обладающей повышенной прочностью, устраняется вязкая составляющая — аустенит, способная эффективно тормозить распространение трещины. Во-вторых, при распаде остаточного аустенита во время выдержки при температурах отпуска появляются участки перлита с карбидными частицами пластинчатого типа. В-третьих, охрупчиванию способствует образование свежезакаленного мартенсита при охлаждении после отпуска. Напомним, что превращение некоторых участков остаточного аустенита в мартенсит обусловлено их частичным обеднением углеродом из-за выделения карбидной фазы в процессе отпуска, что вызывает подъем мартенситной точки ос
*В области интенсивного охрупчивания постепенное снижение пределов текучести и прочности при повышении температуры отпуска может быть нарушено небольшим их подъемом.
371
таточного аустенита выше комнатной температуры. Высокое содержание углерода в остаточном аустените обусловливает образование высокоуглеродистого мартенсита. Обе структурные составляющие, возникающие при распаде остаточного аустенита, а именно пластинчатый перлит и высокоуглеродистый мартенсит, имеют низкую ударную вязкость, что и приводит к охрупчиванию стали.
Бейнитная хрупкость проявляется независимо от того, сопровождается ли промежуточное превращение выделением карбидной фазы или в результате превращения формируется бескарбид-ный бейнит. Склонность к такому охрупчиванию обычно больше при исходной структуре верхнего бейнита, чем нижнего.
Отпуск стали с бейнитной структурой при 550...650 °C, вызывая ее разупрочнение, приводит к определенному повышению ударной вязкости (см. рис. 15.2). Но если сравнивать свойства при исходных бейнитной и мартенситной структурах, то последняя в случае высокого отпуска на одинаковую температуру обеспечивает получение большей прочности при более высоких значениях ударной вязкости и более низкой температуре вязкохрупкого перехода. Таким образом, присутствие в закаленной и высокоотпущенной стали значительного количества бейнитной составляющей может отрицательно сказаться на работоспособности изделий, особенно при динамических нагрузках.
Высокие механические свойства стали, закаленной на мартенсит, обусловлены получением при высоком отпуске однородной структуры (сорбита отпуска), представляющей полигонизованную ферритную матрицу, в которой равномерно распределены карбидные частицы. В отличие от этого при промежуточном превращении в микрообъемах стали возникает высокая неоднородность по углероду, которая предопределяет при последующем высоком отпуске неравномерное выделение карбидов. Наряду с участками феррита, практически не содержащими карбидов, в структуре возникают участки феррита с большим количеством крупных цемен-титпых частиц, образовавшихся при распаде остаточного аустенита. Такая структурная неоднородность и определяет низкие механические свойства высокоотпущенного бейнита.
Улучшения свойств высокоотпущенных сталей с бейнитной структурой нельзя добиться увеличением продолжительности отпуска. Более того, длительные выдержки при отпуске могут привести к охрупчиванию стали. На рис. 15.3 показано влияние продолжительности отпуска при 650 °C на твердость и ударную вязкость стали 38ХНМФА в зависимости от типа структуры.
372
Рис. 15.3. Влияние длительности отпуска при 650°С на свойства стали 38ХНЗМФА с исходной мартенситной (7) и бейнитной (2) структурами
Мартенситная структура была получена при закалке в масло, а бейнитная — при медленном охлаждении. Если ударная вязкость стали с мартенситной структурой практически не зависит от времени отпуска, то для бейнитной структуры увеличение длитель
ности отпуска одновременно с разупрочнением приводит к резкому снижению ударной вязкости. Такое охрупчивание в основном следует связывать с интенсивным развитием рекристаллизации феррита и формированием на границах бывших аустенитных зерен аномально крупных легированных карбидов (см. раздел 8.3).
Стали с бейнитной структурой склонны к обратимой отпускной хрупкости, но в значительно меньшей мере, чем стали с мартенситной структурой. Заметное развитие этого вида интеркри-сталлитного охрупчивания наблюдается при 550...450 °C лишь после длительных выдержек (десятки,сотни часов).
15.3. ИЗОТЕРМИЧЕСКАЯ ЗАКАЛКА
Применение изотермической закалки позволяет реализовать высокие свойства нижнего бейнита. При такой термической обработке изделия охлаждают с температуры аустенитизации до температур несколько выше точки Мн со скоростью, исключающей развитие диффузионного превращения (рис. 15.4). Затем осуществляется выдержка, которая должна обеспечить распад переохлажденного аустенита в нижней части температурного интервала промежуточного превращения. Далее следует окончательное охлаждение до комнатной температуры. При проведении изотермической закалки в качестве охлаждающих сред используют расплавы солей и щелочей.*
Изотермическая закалка не только обеспечивает высокий комплекс механических свойств. После такой обработки по сравнению
’Иногда изотермическую закалку называют закалкой в горячих средах.
373
Рис. 15.4. Схема осуществления изотермической закалки
с закалкой на мартенсит ниже внутренние напряжения, меньше коробление изделий и опасность образования закалочных трещин. Если в качестве охлаждающей среды используются расплавы щелочей, то в процессе осуществления изотермической закалки поверхность изде-
лия очищается от окислов и приобретает светло-серый цвет.
Достаточно широко изотермическую закалку используют для среднелегированных конструкционных сталей с 0,3...0,4 %С (38ХС, 35ХГСА и т. д.). Она позволяет получить для этих сталей уровень прочности порядка 1200... 1600 МПа, который достигается при закалке на мартенсит и отпуске при 450...550 °C. Следует отметить, что для многих сталей при закалке на мартенсит и последующем отпуске такой уровень прочности вообще трудно достижим, так как для его получения отпуск требуется проводить в интервале развития обратимой отпускной хрупкости. Если сравнивать свойства при одинаковом пределе прочности (пределе текучести), то изотермическая закалка обеспечивает большую ударную вязкость, а во многих случаях и более высокую пластичность, чем отпуск закаленной на мартенсит стали (табл. 15.2). Наиболее благоприят-
Таблица 15.2
Свойства стали 40XCIIMA после различных режимов термической обработки
Режим обработки	°0,2> МПа	ПВ’ МПа	6, %	%	KCU, МДж/м2
Изотермическая закалка с выдержкой 45 мин при 325°С	1200	1400	19	55	0,92
Закалка в масле+отпуск при 500°С, 2 ч	1330	1450	11	43	0,40
Закалка в масле + отпуск 550°С, 2 ч	1230	1320	12	45	0,53
374
ными объектами для проведения изотермической закалки являются конструкционные стали, легированные кремнием и алюминием, в которых при промежуточном превращении образуется структура бескарбидного бейнита.
Изотермическая закалка находит применение и для сталей с повышенным содержанием углерода (0,5...0,7 %), используемых для изготовления пружин и других упругих элементов. В этом случае она по сравнению с закалкой на мартенсит и отпуском при равной прочности дает возможность получить более высокие значения пределов упругости и циклической прочности.
Чтобы получить высокий комплекс свойств при изотермической закалке, необходимо правильно.выбрать температуру и длительность изотермической выдержки. Эти параметры могут быть ориентировочно определены по диаграммам изотермического распада переохлажденного аусте! шта, а затем уточнены экспериментально.
Как было сказано ранее, температура изотермической выдержки выбирается выше точки Мн и должна обеспечить образование нижнего бейнита. Для многих сталей она находится в интервале 280...350 °C. Значительное повышение температуры изотермической выдержки нецелесообразно, так как при этом может образовываться верхний бейнит, присутствие которого отрицательно сказывается на свойствах. По этой же причине следует избегать выделения верхнего бейнита при охлаждении от температуры аустенитизации до температуры изотермической выдержки.
Изотермическая выдержка при выбранной температуре должна быть таковой, чтобы обеспечить наиболее полное протекание промежуточного превращения. Если опа недостаточна и образуется небольшое количество бейнита, то при окончательном охлаждении до комнатной температуры оставшийся аустенит будет превращаться в мартенсит, наличие которого хотя и обеспечивает повышенный уровень прочности, но не способствует получению высоких значений ударной вязкости и сопротивления хрупкому разрушению. Но выдержка не должна быть и чрезмерно длительной, так как при этом могут получить развитие процессы карбидообразования, что одновременно с понижением прочности приведет к охрупчиванию стали. Иллюстрацией сложной зависимости механических свойств от условий проведения изотермической выдержки могут служить данные, приведенные на рис. 15.5.
Охлаждение после окончания изотермической выдержки не должно вызывать образования высоких внутренних напряжений. Обычно изделия охлаждают на воздухе. Чаще всего изотермическая
375
Рис. 15.5. Изменение механических свойств стали ЗОХГСНА при изотермических выдержках при 325°С
закалка является окончательной термической обработкой. Но в некоторых случаях с целью увеличения вязкости изделия, подвергнутые изотермической закалке, целесообразно подвергать отпуску, причем его температура не должна превышать температуру изотермической выдержки. Дополнительный отпуск тем более желателен, если в структуре изотермически закаленной стали присутствует мартенсит.
15.4. ОБРАБОТКА НА БЕЙНИТНУЮ СТРУКТУРУ МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ
Для изготовления ряда изделий находят применение низкоуглеродистые легированные стали, в которых в процессе охлаждения при термической обработке или иных технологических операциях формируется бейнитная структура. Они иногда называются бей-ншпными сталями. За счет получения бейнитной структуры в них могут быть достигнуты достаточно высокие значения прочности (ов равно 500... 1200 МПа). В то же время ввиду низкого содержания углерода (0,10...0,15 %) в процессе промежуточного превращения в них выделяется лишь небольшое количество карбидов, что позволяет получить высокие значения ударной вязкости. Низкое содержание углерода обеспечивает также хорошую свариваемость сталей и высокую способность к формоизменению.
Бейнитные стали имеют небольшой инкубационный период в области промежуточного превращения. В то же время при температурах диффузионного превращения устойчивость переохлажденного аустенита достаточно велика, что достигается комплексным
376
легированием стали молибденом, хромом, никелем, марганцем и бором. Особенно эффективно замедляет выделение феррита бор в количестве 0,002 %, слабо влияя при этом на скорость образо вания бейнита.
Высокая устойчивость переохлажденного аустенита в температурном интервале диффузионного превращения позволяет получить бейнитную структуру в весьма больших сечениях изделий при охлаждении на воздухе. Получение нужных свойств может быть достигнуто непосредственно при охлаждении после окончания горячей прокатки. Заготовки из бейнитных сталей подвергаются также специальной термической обработке, заключающейся в аустенитизации при 900...950 °C и последующем охлаждении на воздухе.
Прочностные свойства бейнитных сталей повышаются с понижением температуры промежуточного превращения. Их предел прочности линейно зависит от положения точки Бн, которая, в свою очередь, определяется содержанием легирующих элементов в стали.
В результате непрерывного охлаждения из аустенитной области в структуре сталей присутствуют как верхний, так и нижний бейнит. Верхний бейнит отрицательно влияет на ударную вязкость. Чтобы при его присутствии получить высокие значения ударной вязкости, необходимо иметь мелкое аустенитное зерно. Последнее может быть достигнуто снижением температуры прокатки, если охлаждение после ее завершения является окончательной операцией термической обработки. При проведении специальной термической обработки с целью получения мелкого аустенитного зерна целесообразна ускоренная аустенитизация.
377
Глава 16
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ С ПРИМЕНЕНИЕМ СКОРОСТНЫХ МЕТОДОВ НАГРЕВА
Нагрев изделий для термической обработки может производиться разными способами, используя различные методы подвода энергии: лучеиспускание, конвекция, теплопроводность. Нагрев в печах с температурой выше 700...750 °C, в пламени горелки, индукционным методом и лазерным излучением имеет общую природу. Различие этих способов нагрева заключается в методах генерации излучения, его частотах или длинах волн и в механизмах его взаимодействия с веществом. Электромагнитное излучение, обусловленное тепловой энергией тела, называют тепловым излучением. Поэтому нередко нагрев в печах и в пламени горелок рассматривают как нагрев внешним источником тепла, а индукционный и лазерный — внутренним источником тепла. Такое подразделение методов нагрева является в известной мере условным и базируется на особенностях восприятия человеком электромагнитного излучения различной частоты.
При нагреве изделий в расплавленных солях передача тепла нагреваемому телу осуществляется в основном конвекцией и теплопроводностью. Применяются также способы нагрева, основанные на пропускании электрического тока непосредственно через нагреваемое изделие. В последнее время находит применение нагрев электронным пучком.
Важной технической характеристикой того или иного метода нагрева является скорость повышения температуры изделий. Скорость нагрева в печах обычно невелика и редко превышает 0,1...1,0 град/с. При нагреве в печах стремятся получить сквозной равномерный прогрев изделий.
Детали машин, работающие в условиях контактного нагружения, подвергающиеся изнашиванию и действию динамических нагрузок, должны иметь твердую, прочную, износоустойчивую поверхность и одновременно относительно вязкую сердцевину,
378
обеспечивающую повышенные значения работы разрушения. Кроме того, нередко требуется и высокое сопротивление усталостному разрушению. Такое сочетание механических свойств достигается поверхностной закалкой с низким отпуском.
Поверхностная закалка может быть осуществлена двумя принципиально различными путями. Один путь заключается в быстром naipeBe наружного слоя до температур аустенитного состояния и немедленной закалке. Глубинные слои изделия при этом не нагреваются и не претерпевают структурных изменений. Другой путь состоит в том, что сталь с пониженной прокаливаемостыо подвергается сквозному или глубокому нагреву с последующим интенсивным охлаждением. Толщина закаленного слоя в первом случае определяется глубиной прогревало температур выше критических точек, а во втором — прокаливаемостыо стали. Последний путь не рассматривается в настоящем разделе.
Необходимым условием поверхностного нагрева является высокая скорость подвода энергии к нагреваемому слою, значительно превышающая скорость отвода тепла в глубину изделия, связанного с теплопроводностью стали. Вследствие этого нагрев под поверхностную закалку производят очень быстро: от 200...300 до Ю5...Ю6 град/с в зависимости от метода нагрева и мощности источника энергии. Столь быстрый нагрев невозможно осуществить в печи, для этого необходим более интенсивный приток энергии к поверхности нагреваемого тела. Широкое применение для быстрого поверхностного нагрева находит индукционный нагрев токами высокой частоты (ТВЧ), а в последнее время и лазерный нагрев. Другие вышеназванные методы быстрого нагрева применяются значительно реже.
Нагрев со скоростью до К) град/с называют медленным, от 10 до Ю3 град/с скоростным, или быстрым, а нагрев с более высокими скоростями предложено называть сверхбыстрым. В дальнейшем будем придерживаться этой классификации.
16.1. ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ ПРИ СКОРОСТНЫХ НАГРЕВАХ
При термической обработке с применением скоростного или сверхбыстрого нагрева действуют ранее рассмотренные общие закономерности формирования структуры и свойств сталей, но при этом обнаруживается и ряд существенных особенностей.
379
Процессы образования аустенита при ускорении нагрева смещаются в область более высоких температур, что обусловлено их диффузионным механизмом (см. рис. 3.12). Вследствие ряда значительных экспериментальных трудностей сведения о степени этого смещения существенно различны. Например, для повышения температуры начала образования аустенита в эвтектоидной стали до 910 °C по различным данным необходим нагрев со скоростью от 450 до 30 • 103 град/с. При нагреве со скоростями, достаточными для смещения температуры начала образования аустенита выше 910 °C, не исключена возможность бездиффузионного превращения феррита в безуглеродистый аустенит с последующим растворением в нем карбидов.
Если вслед за быстрым нагревом следует закалка без выдержки или с кратковременной выдержкой в у-области, то гомогенизация аустенита не успевает происходить и образующийся мартенсит оказывается существенно неоднородным по химическому составу и структуре. Особенно велика неоднородность аустенита после скоростного нагрева сталей, легированных карбидообразующими элементами. Так как коэффициент диффузии легирующих элементов на 3...4 порядка меньше, чем углерода, то при быстром нагреве доэвтектоидных сталей до температур у-области в них могут сохраняться нерастворенные карбиды. Вследствие этого содержание легирующих элементов в аустените окажется пониженным и их влияние на свойства стали используется неполностью. Поэтому применение скоростного нагрева для многих легированных сталей неприемлемо.
Степень неоднородности аустенита, образующегося при быстром и сверхбыстром нагреве, увеличивается с ускорением нагрева и существенно зависит от исходной структуры. Участки структурно-свободных феррита или карбида, грубо-пластинчатый перлит, зернистые крупные карбиды усиливают концентрационную и структурную неоднородность аустенита.
Скоростной нагрев позволяет получить очень мелкое зерно аустенита (№ 10... 11 и более мелкое). Это обусловлено тем, что с повышением температуры число зародышевых центров увеличивается быстрее, чем линейная скорость их роста. Поэтому при быстром нагреве до повышенных температур образуется очень мелкое начальное зерно аустенита, не успевающее вырасти при кратковременной выдержке или ее отсутствии. Но при излишне высоких температурах нагрева скорость роста зародышей может оказаться
380
так велика, что произойдет укрупнение зерна и возникнет опасность перегрева.
Скоростной нагрев создает благоприятные условия для проявления структурной наследственности в легированных сталях с исходной мартенситной или бейнитной структурой. Очевидно, что в этом случае ожидаемого измельчения зерна аустенита не произойдет.
Из всего вышесказанного следует, что изделия, закаливаемые после быстрого нагрева, должны подвергаться предварительной термической обработке для получения дисперсной однородной структуры. Наиболее благоприятной структурой является сорбит отпуска. В некоторых случаях допустима нормализация, если она приводит к получению дисперсной тонкопластинчатой структуры — сорбита или троостита без избыточных фаз или с мелкими их включениями.
Запаздывание процессов образования аустенита при быстром нагреве вынуждает повышать его температуру по сравнению с обычным печным нагревом. Чем выше скорость нагрева, тем более высокой должна быть его температура для получения мелкозернистого аустенита с приемлемой степенью неоднородности. Интервал допустимых температур расширяется с ускорением нагрева. Этот интервал ограничивается снизу температурой исчезновения феррита и достижением заданной твердости, а сверху — температурой, при которой еще сохраняется мелкое зерно. Максимальная твердость стали, закаленной после быстрого нагрева, достигается при определенной неоднородности аустенита, и обе эти характеристики зависят от температурно-временных параметров нагрева (рис. 16.1). Для некоторых сталей построены диа-
Рис. 16.1. Изменение твердости (/) и концентрации углерода в максимально насыщенных объемах мартенсита (2) после закалки при быстром нагреве со скоростями 50 (й) и 130 (б) град/с
840 920 1000 880 920 1000
Температура закалки,’С
6
а
381
Рис. 16.2. Диаграммы преимущественных режимов для закалки:
а — сталь 38XA, отожженная (1 — зона закалки при медленном иагрепе; 2, 3, 4 — соответственно зоны недогрева, закалки и nepetpeea при быстром нагреве); б — сталь с 0,36 %С (1 и 3 — зоны допустимых режимов нагрева, 2 — зона оптимальных режимов)
граммы преимущественных режимов нагрева под закалку, на которых в зависимости от длительности нагрева или его скорости (в температурной области выше равновесных значений критических точек) нанесены зоны недогрева, нормальной закалки и перегрева (рис. 16.2). Пользуясь такими диаграммами, нетрудно выбрать режим скоростного нагрева данной стали.
Закалка стали после быстрого нагрева. Мелкое зерно, значительная концентрационная неоднородность, остатки нерастворен-ных карбидов снижают устойчивость переохлажденного аустенита быстро нагретой стали (рис. 16.3) и ее прокаливаемость. Поэтому для получения мартенситной структуры скорость охлаждения при закалке должна быть высокой. Как углеродистые, так и легированные стали после скоростного нагрева охлаждают водяным душем или быстрым потоком воды.
Измельчение зерна аустенита при быстром нагреве вызывает некоторое снижение мартенситной точки, а концентрационная неоднородность приводит к "размытию” Мн: в участках, обогащенных углеродом,* она понижена, а в обедненных повышена. Это де-
*В стали 40 максимальное количество углерода в микрообъемах аустенита может достигать 1,6...1,7 %.
382
Рис. 16.3. Диаграмма изотермических превращений переохлажденного аустенита стали 40ХН2М после медленного печного (штриховые линии) и быстрого индукционного (сплошные линии) нагрева до 845°С
лает возможным развитие процессов самоотпуска в обедненных микрообъемах при закалке, несмотря на высокую скорость охлаждения. В конечном счете ускоренное охлаждение при закалке
предотвращает процессы самоотпуска.
Кристаллы мартенсита, образующиеся из мелкозернистого неоднородного аустенита, высокодисперсны. Морфологические типы мартенсита в участках с различной концентрацией углерода могут меняться от пакетного в обедненных до двойникованного в обогащенных микрообъемах.
Перечисленные особенности структуры стали, быстро закаленной после скоростного нагрева, приводят к получению более высокой твердости, чем после обычной закалки. Это дополнительное повышение твердости составляет 2...5 единиц HRC. Одновременно растет сопротивление хрупкому разрушению, улучшаются и механические свойства, определяемые при испытаниях на растяжение:
значительно повышается предел прочности и возрастает относительное сужение. Например, при переходе от обычной технологии (печной нагрев) к закалке после электронагрева со скоростью 400 град/с предел прочности стали 40 возрастает от 1680 до 2240 МПа, а относительное сужение с 17 до 24 % (после отпуска в печи при 200 °C).
Кратковременный отпуск закаленной стали. Быстрый нагрев может применяться не только для аустенитизации стали под закалку, но и при отпуске закаленных сталей. Скоростному отпуску обычно подвергают изделия простой формы: прутки, проволоку, полосы, ленты. В таких случаях сквозной нагрев осуществляют путем пропускания электрического тока непосредственно через изделие (электроотпуск). Выдержка при температуре нагрева обычно не производится. Охлаждение после отпуска может быть относительно медленным — на воздухе или ускоренным — водовоздушной смесью или водой.
Высокие скорости нагрева не вызывают принципиальных изменений процессов отпуска, но вследствие кратковременности
383
Температура отпуска, “С
Температура отпуска, *С
Рис. 16.4. Механические свойства стали 27СГМ при растяжении: 1 — секундный электроотпуск; 2 — часовой отпуск в печи
Рис. 16.5. Влияние скорости нагрева и температуры отпуска на ударную вязкость стали 27СГМ:
I — секундный электроотпуск; 2 — часовой отпуск в печи
обработки фазовые превращения и структурные изменения смещаются в область более высоких температур, чем при печном отпуске. Температурный интервал распада остаточного аустенита смещается в большей мере, чем распада мартенсита. Коалесценция карбидов, аннигиляция и перераспределение дислокаций, а также релаксация внутренних напряжений не успевают протекать в полной мере при скоростном отпуске. Тем более не успевают развиваться процессы выделения специальных карбидов в легированных сталях, поэтому вторичное твердение, обусловленное их образованием, может отчетливо не выявляться.
Структура стали после скоростного электроотпуска отличается повышенной дисперсностью карбидов и большей плотностью дислокаций в а растворе, вследствие чего достигаются более высокие значения прочностных характеристик по сравнению с печным отпуском при той же температуре (рис. 16.4). Пластичность оказывается пониженной, но если сравнивать ее при равных значениях твердости, а не при одинаковых температурах нагрева, то скоро
384
стной отпуск, как правило, обеспечивает более высокие значения пластичности, чем отпуск в печи.
Ударная вязкость стали после кратковременного электроотпуска может быть как ниже, так и выше, чем после печного отпуска. При скоростном отпуске ослабляется развитие отпускной хрупкости. Например, значительно ослабляется необратимая отпускная хрупкость стали 27СГМ и соответствующее ей сшгжение ударной вязкости смещается в область более высоких температур на 50...70 °C (рис. 16.5). Если представить ударную вязкость в зависимости от твердости, а не от температуры отпуска, то преимущество кратковременного электроотпуска становится более очевидным.
16.2. ИНДУКЦИОННЫЙ НАГРЕВ
Быстрый нагрев наружного слоя толщиной в несколько миллиметров (чаще от двух до пяти) с целью поверхностной закалки осуществляют преимущественно индукционным методом. Нагреваемое изделие помещают в индуктор, питаемый переменным током высокой частоты. Индуктор представляет собой один или несколько витков медной трубки круглого, овального или прямоугольного сечения, охлаждаемой водой. Ток высокой частоты, протекающий по индуктору, создает переменное электромагнитное поле, проникающее в нагреваемое изделие. В последнем вследствие закона электромагнитной индукции возникают вихревые токи (токи Фуко) с частотой, равной частоте тока в индукторе. Плотность вихревых токов максимальна на поверхности и быстро убывает с удалением в глубь изделия (из-за скин-эффекта). Это делает необходимым введение понятия об условной глубине проникновения вихревых токов 8, в качестве которой условно принимают расстояние от поверхности до слоя с плотностью тока в е раз (2,7 раза) меньшей, чем на поверхности:
8 = (л/сфоМт) 0,5 ~ 5037p/p/-	(16.1)
Здесь f — частота, Гц; о — удельная проводимость стали, (Ом  м)-1; р — ее удельное электрическое сопротивление, Ом • м; НО = 4л • 10-7 Гн/м — магнитная постоянная; цг — относительная магнитная проницаемость стали; ц = щщг (й = Ва - абсолютная магнитная проницаемость).
Вихревые токи вызывают нагрев наружной зоны изделия вследствие выделения джоулевой теплоты, а также теплоты, обу-
385
Рис. 16.6. Глубина проникновения тока в различные материалы в зависимости от температуры:
1— сталь с 0,9 % С; 2 — сталь с 0,4 % С, 1 % Сг; 3 — высоколегированная немагнитная сталь
словленной циклическим перемаг-ничиванием материала. Толщина нагреваемого слоя определяется глубиной проникновения токов Фуко и может быть несколько
больше ее вследствие влияния теплопроводности. С повышением температуры нагреваемого слоя ферромагнитного стального изде
лия удельное сопротивление постепенно возрастает, а магнитная проницаемость уменьшается и при достижении точки Кюри феррита становится равной единице. Вследствие этого по мере нагрева глубина проникновения вихревых токов (а, следовательно, и толщина нагреваемого слоя) также возрастает, резко увеличиваясь выше температуры Кюри феррита. Это приводит к замедлению нагрева, так как одна и та же мощность распределяется в слое большей толщины. При нагреве немагнитных сплавов глубина нагреваемого слоя изменяется незначительно (рис. 16.6). Из соотношения 16.1 следует, что толщину нагреваемого слоя можно регулировать путем изменения частоты тока, питающего индуктор: с увеличением частоты глубина проникновения индуктированного в изделии тока уменьшается. При 850 °C 8 для среднеуглеродистой стали составляет около 80...90 мм при частоте 50 Гц и всего лишь около одного миллиметра при частоте 300 кГц.
Поверхностная закалка с нагревом ТВЧ. В результате скоростного нагрева поверхностного слоя изделия с немедленным быстрым его охлаждением происходит поверхностная закалка. Глубина закалки определяется толщиной слоя, нагретого выше критических точек. Под закаленным слоем сохраняется исходная структура стали.
Важной особенностью закалки с нагревом ТВЧ является получение высокой поверхностной твердости на массивных изделиях из нелегированных или низколегированных сталей, обладающих малой прокаливаемостью.
Продолжительность высокочастотного индукционного нагрева стали под закалку составляет несколько секунд, а скорость нагрева — сотни градусов в секунду. При таких условиях процессы образования аустенита не успевают завершиться к моменту достижения
386
обычных закалочных температур, характерных для медленного нагрева в печи. Поэтому при закалке с нагревом ТВЧ его температура должна быть повышена в тем большей мере, чем быстрее происходит нагрев выше точки Кюри. Выбор температурно-временных условий аустенитизации облегчают диаграммы преимущественных режимов нагрева, аналогичные приведенным на рис. 16.2.
Повышение температуры аустенитизации вызывает увеличение глубины закаленного слоя при неизменных частоте и скорости нагрева, что обусловлено влиянием теплопроводности. Чтобы обеспечить не только качественную структуру, но и заданную толщину закаленного слоя, необходимо суживать область допустимых температур нагрева по сравнению с указанной на диаграммах преимущественного нагрева.
Закалке с индукционным нагревом подвергают углеродистые или низколегированные стали, содержащие от 0,15...0,20 до 1,1...1,2 % углерода, но преимущественно используют стали с 0,4...0,7 % С.
Структура стали, подвергаемой поверхностной закалке, должна быть дисперсной и, возможно, более однородной. В доэвтектоидных сталях не должно быть крупных участков структурно-свободного феррита, а в заэвтектоидных — карбидной сетки и грубопластинчатого перлита. Поэтому изделия из доэвтектоидных сталей, закаливаемые после индукционного нагрева, предварительно подвергают нормализации или улучшению. Заэвтектоидные стали могут закаливаться после отжига, если зернистые карбиды не слишком крупны, и за малое время нагрева аустенит будет достаточно насыщен углеродом для достижения заданной твердости после закалки. В противном случае перед поверхностной закалкой следует провести улучшение. Пригодность структуры стали для поверхностной закалки с тем или иным режимом нагрева устанавливается опытным путем.
Охлаждение при поверхностной закалке может осуществляться как путем погружения нагретого изделия в воду или масло, так и водяным душем или потоком воды. Первый способ применим в тех случаях, когда вся закаливаемая поверхность нагревается сразу, единовременно. Второй способ применяют для изделий, протяженность закаливаемой поверхности которых больше размера зоны единовременного нагрева в индукторе. В таких случаях изделие непрерывно перемещается относительно индуктора и по выходе из него нагретая зона немедленно охлаждается (непрерывно-последовательная закалка). Крупные зубчатые колеса с боль
387
шим модулем закаливают способом "зуб за зубом”. Нагреваю! один зуб и сразу его закаливают, затем следующий зуб и так далее.
Микроструктура закаленного слоя отличается повышенной мелкозернистостью (зерно не ниже № 11...12) и, следовательно, высокой дисперсностью мартенсита.
Отпуск поверхностно-закаленных изделий проводят либо в печи при 150...250 °C, либо применяют самоотпуск. В последнем случае закалочное охлаждение прерывают в такой момент, когда в наружной части нагретой зоны уже произошло мартенситное превращение, а более глубокие ее слои еще сохраняют достаточно теплоты для прогрева и отпуска поверхностных слоев. Иногда проводят двукратное охлаждение: после некоторой паузы, необходимой для самоотпуска, изделие охлаждают окончательно. Самоотпуск может быть осуществлен на более или менее крупных изделиях со значительной толщиной закаливаемого слоя. Режим закалки с са-моотпуском для каждого изделия подбирают экспериментально.
Поверхностная закалка с низким отпуском обеспечивает благоприятное сочетание механических свойств изделий. Твердость после закалки с индукционным нагревом на 2...3 единицы HRC (а иногда и более) выше, чем после объемной закалки с печным нагревом (см. раздел 16.1). Это обеспечивает повышенную износоустойчивость и высокую контактную прочность. В закаленном слое создаются значительные сжимающие напряжения, достигающие на массивных изделиях 500...700 МПа, в результате чего существенно снижается чувствительность к концентраторам напряжений и повышается усталостная прочность.
Другие виды термической обработки с нагревом ТВЧ. Индукционный нагрев используют для различных видов термической обработки, таких как закалка, отпуск, отжиг, химико-термическая обработка. Например, поверхностный слой головки рельса после индукционного нагрева охлаждают так, чтобы получить структуру тонкопластинчатого сорбита. Индукционный нагрев нередко применяют для снижения прочности и повышения пластичности длинных изделий или полуфабрикатов простой формы — прутков, труб, полос, упрочняющихся в процессе холодной пластической деформации. Частота тока в таких случаях выбирается, исходя из необходимости сквозного прогрева изделий.
Рекристаллизационный отжиг при быстром индукционном нагреве имеет некоторые особенности. Процессы возврата смещаются в область более высоких температур и могут не завершиться к моменту начала первичной рекристаллизации. Вследствие этого
388
число зародышевых центров оказывается большим, чем при печном нагреве, а рекристаллизованное зерно более мелким. Так как скорость рекристаллизации очень велика, то и при быстром нагреве она успевает полностью происходить в процессе повышения температуры на 200...300 °C выше порога рекристаллизации. Собирательная рекристаллизация протекает медленнее и для укрупнения зерна приходится значительно повышать температуру индукционного нагрева по сравнению с отжигом в печи.
Если в исходном состоянии (до деформации и рекристаллизационного отжига) карбиды имели зернистую форму и ее необходимо сохранить после отжига, то температура нагрева должна быть не выше точки Ас{. Ншрев выше этой температуры приведет при охлаждении к появлению пластинчатых структур (сорбита или троостита) и, следовательно, к повышению твердости и некоторому снижению пластичности. Охлаждение после рекристаллизационного отжига с индукционным нагревом проводят на воздухе.
Индукционный нагрев может применяться и при химико-термической обработке. Использование нагрева ТВЧ при цементации (насыщении поверхностного слоя стали углеродом) позволяет значительно сократить длительность процесса как вследствие снижения времени нагрева, так и ускорения собственно насыщения при более высоких температурах. Вследствие ряда технических и экономических причин этот процесс распространения не получил. Нагрев ТВЧ может применяться при закалке цементированного слоя. Поскольку структура глубинных слоев при этом не изменяется, может потребоваться предварительная обработка для получения необходимой структуры и заданных свойств сердцевины. Обычно термическая обработка сердцевины заключается в закалке с низким отпуском. При окончательной закалке поверхностного слоя с индукционным нагревом между закаленным слоем и сердцевиной появятся зоны неполной закалки и отпуска. Вследствие этого обстоятельства и других причин закалка цементированных изделий с на,ревом ТВЧ также не находит широкого применения.
16.3.	КОНТАКТНЫЙ ЭЛЕКТРОНАГРЕВ
Нагрев длинных изделий или заготовок постоянного поперечного сечения может производиться электрическим током промышленной частоты, подводимым к изделию от вторичной обмотки понижающего трансформатора посредством контактов. Контактный электронагрев применяют для скоростной закалки, скоростного
389
отпуска, а также для нормализации или рекристаллизационного отжига.
При изготовлении высокопрочной проволоки находит применение скоростная электротермическая обработка (СЭТО), заключающаяся в закалке и отпуске. Обычно СЭТО является предварительной операцией, подготавливающей структуру для холодного волочения. СЭТО канатной проволоки из сталей с 0,25...0,40 % углерода заключается в нагреве под закалку до 1040... 1080 °C со скоростью около 1500 град/с, охлаждении водой при помощи спрейерного устройства и отпуске, проводимом при нагреве со скоростью 800 град/с до 530 °C. Применение такого режима обработки позволяет цолучить прочность холоднодеформированной проволоки на уровне, достигаемом при патентировании и волочении сталей с 0,5...0,6 % углерода.
При нагреве изделий ограниченной длины (труб, прутков, полос) их концы, закрепленные в контактах, не нагреваются до заданной температуры и должны быть удалены.
16.4.	НАГРЕВ ПЛАМЕНЕМ ГОРЕЛКИ
Поверхностный нагрев под закалку единичных крупных изделий можно осуществить высокотемпературным пламенем газовой горелки. Для этой цели чаще применяют ацетиленокислородное пламя с температурой 2400...3200 °C. Факел горелки направляют на обрабатываемую поверхность и перемещают вдоль нее с таким расчетом, чтобы получить глубину прогрева выше критических точек в пределах от 5 до 10 мм. Вслед за горелкой перемещается закалочное устройство, охлаждающее нагретый слой струей воды.
Глубина нагретого слоя и распределение температуры в нем зависят от режима работы горелки, расстояния от горелки до закалочного устройства. Обилие факторов, влияющих на результат нагрева, затрудняет его регулирование. Как правило, при пламенном нагреве поверхностный слой закаливаемой зоны оказывается перегретым. Вероятность и степень перегрева возрастают при уменьшении глубины закалки, так как это требует интенсификации нагрева.
Недостатки метода нагрева пламенем ограничивают его применение. Этот метод используется в условиях ремонтных мастерских, а также в тех случаях, когда применение индукционного или лазерного нагрева затруднено или экономически нецелесообразно.
390
16.5.	ЛАЗЕРНЫЙ НАГРЕВ
Лазеры, или оптические квантовые генераторы — это устройства, генерирующие когерентное электромагнитное излучение в диапазоне от ультрафиолетовой до дальней инфракрасной области спектра (длина волны от 0,1 до 300 мкм). Источником излучения является активная среда, которая может быть твердой, жидкой или газовой. В промышленности для технологических целей широко применяются лазеры, в которых основным компонентом активной среды является углекислый газ (СО2-лазеры). Мощность излучения промышленных лазеров непрерывного действия обычно составляет от одного до пяти киловатт. Излучение СО2-лазера невидимо (длина волны 10,6 мкм). Лазерное излучение подчиняется законам геометрической оптики, но для невидимого излучения оптические элементы из стекла непрозрачны, поэтому линзы и призмы для СО2-лазеров изготавливают из щелочно-галоидных или полупроводниковых кристаллов. В зависимости от технологических потребностей размер фокального пятна лазерного луча на поверхности изделия может быть существенно различным. При термической обработке диаметр фокального пятна составляет от одного до 20...30 мм и увеличивается с повышением мощности излучения.
Значительная часть потока лазерного излучения, падающего на поверхность металла, отражается (при чистой и гладкой поверхности более 90 %). Для уменьшения коэффициента отражения обрабатываемую поверхность подготавливают, нанося различного рода покрытия и оксидные пленки. Поглощенная часть излучения проникает в металл на глубину 0,1... 1,0 мкм и вызывает увеличение энергии электронов, а затем — решетки, т. е. повышение температуры металла.
Высокая плотность мощности излучения (1О3...1О6 Вз/см2* обеспечивает чрезвычайно быстрый нагрев поверхностного слоя со скоростями до 105...106 град/с. Перенос теплоты в более глубокие слои металла происходит путем теплопроводности со значительно меньшей скоростью. При плотности мощности излучения порядка 105... 107 Вт/см2 происходит расплавление тонкого поверхностного слоя, поэтому лазерная термическая обработка может проводиться как без оплавления, так и с оплавлением поверхности (рис. 16.7).
Глубина лазерного нагрева обычно составляет несколько десятых и не превосходит двух-двух с половиной миллиметров. Вслед
391
ствие очень малой длительности нагрева более глубокие слои практически не прогреваются, поэтому охлаждение после лазерного нагрева происходит путем отвода тепла в глубинные слои теплопроводностью. Скорость охлаждения поверхностных слоев оказывается очень высокой и может достигать 106 град/с.
Лазерный нагрев применяют главным образом для поверхностной закалки, но он может быть использован и для отжига. При расплавлении поверхностного слоя легко можно осуществить поверхностное легирование или лазерную наплавку.
Лазерная закалка отожженных сталей. Рассматривая структуру зоны лазерного воздействия на сталь в направлении от оставшейся холодной сердцевины к наиболее нагретой поверхности, можно одновременно выяснить влияние температуры нагрева на структурные изменения и последовательность превращений во времени в каждой данной точке.
При нагреве доэвтектоидных сталей чуть выше Ас{ аустенит образуется только в пределах перлитных колоний, а феррит остается без изменений (рис. 16.8, а). При охлаждении аустенит, содержащий около 0,8 % углерода, превращается в скрытокристаллический ("бесструктурный") мартенсит с высокой твердостью. Слева на рис. 16.8, а видны темные перлитные колонии, превращение в которых еще не началось. В центре рисунка превращение перлита в аустенит закончилось. На фотографии видны также отпечатки индентора, полученные при измерении микротвердости отдельных структурных составляющих стали. Крупные отпечатки, соответствующие низкой микротвердости, располагаются в зернах непревращенного феррита, а мелкие отпечатки, характеризующие высокую микротвердость материала, — на месте бывших перлитных колоний.
В участках, нагретых выше Асу, феррит переходит в почти без-углеродистый аустенит. Во время охлаждения из этого аустенита вновь образуется феррит, тогда как высокоуглеродистый аустенит превращается в мартенсит (рис. 16.8 б). Описанная структурная неоднородность сохраняется до самых высоких температур лазерного нагрева в твердом состоянии, так как вследствие кратковременности нагрева в стали не происходит диффузионного перераспределения углерода. Неоднородность структуры исчезает только в зоне расплавления (см. рис. 16.7).
Таким образом, после лазерного нагрева и охлаждения доэв-тектоидная сталь в нерасплавленной зоне состоит из мартенсита, содержащего 0,8 % углерода, обладающего очень высокой твердо-
392
Рис. 16.8. Структура зоны лазерного нагрева в стали 20, х250:
в межкритическом интервале температур; б — выше точки Лс3.На снимке видны отпечатки индентора микротвердомера
393
стью, и феррита, твердость которого лишь незначительно превышает исходное значение (рис. 16.9). При повышении температуры нагрева или при уменьшении его скорости резкая граница между высокоуглеродистыми и низкоуглеродистыми участками аустенита размывается вследствие диффузии углерода. После закалки области светлого высокоуглеродистого мартенсита оказываются окаймленными темнотравяшимся низкоуглеродистым мартенситом. При сверхбыстром лазерном нагреве выравнивание содержания углерода в аустените далеко не завершается, а происходит только в расплавленной зоне. В расплавлявшихся участках твердость после закалки оказывается такой же, как при медленном нагреве до высоких температур и резкой закалке.
В случае закалки с оплавлением поверхности прежде всего расплавляются участки высокоуглеродистого аустенита с пониженной температурой плавления. Локальное оплавление около частиц цементита может наблюдаться при лазерном нагреве любых сталей независимо от содержания углерода в них, но чаще всего обнаруживается вокруг крупных карбидов.
Лазерный сверхбыстрый нагрев без оплавления отожженных сталей с резко дифференцированными структурными составляющими не позволяет получить однородную структуру после закалки. Для получения таковой необходима подготовительная термическая обработка, создающая однородную дисперсную структуру, например, предварительная закалка..
Лазерная обработка закаленных сталей. Предварительная закалка стали создает однородное распределение углерода в ней. Последующий отпуск обычно не вызывает макроскопически заметного перераспределения углерода. Поэтому после лазерной закалки предварительно закаленных или закаленных и отпущенных сталей в зоне нагрева получается гораздо более однородная структура, чем при лазерной обработке отожженных сталей. Это подтверждается изменением микротвердости по сечению нагретой лазерным лучом зоны, например, для закаленной стали 40 (рис. 16.10). По мере приближения к оплавленной зоне (граница ее отмечена штриховой линией) твердость сначала снижается, что связано с отпуском исходного мартенсита, затем резко возрастает в результате лазерной закалки. Мартенсит, образующийся при закалке с лазерным нагревом среднеуглеродистых сталей, не отличается от реечного мартенсита, получающегося при обычной закалке. В переплавленной зоне, где происходит закалка из жидкого состояния, твердость несколько снижается, что может быть связано с умень-
394
Н50, МПа
Рис. 16.9. Распределение микротвердости в зоне воздействия лазерного излучения в стали 20:
7 — твердость структуры на месте исходного перлита; 2 — то же феррита;
М+Ф — зона мартенситно-ферритной структуры, соответствующей интервалу Ас[— nt-ф— зона исходной структуры
Рис. 16.10. Твердость предварительно закаленной стали 40 после поверхностной лазерной закалки
шением скорости охлаждения большего объема металла. Такое изменение твердости типично для многих сталей. Твердость углеродистых сталей после лазерной закалки зависит от содержания углерода и несколько выше, чем после обычной закалки в воде.
Важной особенностью закалки с лазерным нагревом предварительно закаленных сталей является непременное проявление структурной наследственности при нагреве. Рассмотрим это на примере конструкционной среднелегированной стали 38XH3. Сталь была предварительно нагрета до 1200 °C для получения крупного зерна аустенита и закалена в масле. Изменения структуры в зоне воздействия лазерного излучения представляют типичную картину структурной наследственности (рис. 16.11). Темнотравя-щаяся зона отпуска мартенсита, полученного при предварительной закалке, располагается на удалении 0,8...2,0 мм от облученной поверхности и обладает пониженной твердостью. С приближением к поверхности (при повышении температуры стали) твердость
395
г
Рис. 16.11. Структура зоны воздействия лазерного излучения в стали 38ХНЗМФ, предварительно закаленной от 1200°С. х200
396
повышается, а травимость структуры резко ухудшается (светлотра-вящаяся зона). В этой зоне при лазерном нагреве происходит образование аустенита с восстановлением крупного зерна, полученного при предварительном нагреве до 1200 °C, а при охлаждении — повторная закалка.
Значительное измельчение зерна наблюдается лишь при температурах, существенно превышающих температуру фазового превращения. Это измельчение обусловлено рекристаллизацией аустенита вследствие фазового наклепа. При высоких температурах в условиях непрерывного подведения энергии скорость рекристаллизации, а также скорость перемещения границ рекристаллизованных зерен может быть очень большой. Время пребывания аустенита выше температуры рекристаллизации составляет всего десятые или сотые доли секунды, но этого оказывается достаточно для протекания рекристаллизации. При дальнейшем повышении температуры (с приближением к поверхности) величина аустенитного зерна несколько возрастает и, наконец, происходит плавление стали.
При охлаждении образца или изделия в расплавленной зоне вначале происходит кристаллизация с образованием ячеистой структуры, а затем в ней и в зоне, нагретой выше критических точек, образуется мартенсит с высокой твердостью.
Развитию рекристаллизации аустенита при лазерном нагреве способствуют отпуск и пластическая деформация предварительно закаленной стали. С повышением температуры отпуска и увеличением степени пластической деформации снижается температура рекристаллизации и уменьшается размер рекристаллизованного зерна. Совместным действием отпуска и пластической деформации при лазерной закалке можно предотвратить проявление структурной наследственности и получить сверхмелкозернистую структуру с размером зерна 1...5 мкм (№ 12... 14 по стандартной шкале).
Иногда вследствие высоких скоростей нагрева и охлаждения, уменьшающих продолжительность выдержки стали-при высоких температурах, а также особенностей химического состава и исходной структуры стали, рекристаллизация восстановленного зерна аустенита не успевает произойти вплоть до температуры плавления. В этом случае с переплавленной зоной граничит восстановленное зерно аустенита. Отсутствие рекристаллизации аустенита в сталях чаще наблюдается при воздействии импульсного лазера, так как скорость нагрева в этом случае выше, чем при воздействии непрерывного излучения.
397
Особенности структуры переплавленного слоя. Малая толщина расплавленного слоя и всей нагретой зоны позволяет получать в интервале температур кристаллизации очень высокие скорости охлаждения — до 1О4...1О7 град/с, в результате чего происходит закалка из жидкого состояния. В таких условиях затвердевание происходит с образованием метастабильных структур. С повышением скорости охлаждения наблюдаются различные изменения структуры переплавленного слоя.
Дендритная структура изменяется в направлении уменьшения размеров дендритов, усиления их разветвления и утончения ветвей. При самых высоких скоростях охлаждения возможно подавление дендритной кристаллизации — образуется множество мелких, неразветвленных зерен. Сверхбыстрое охлаждение из жидкого состояния может приводить к значительным изменениям фазового состава и структуры сплавов.
При лазерной обработке с оплавлением поверхности может происходить кристаллизация на подкладке: вновь образующиеся при охлаждении в переплавленной зоне зерна аустенита по величине соответствуют зернам на границе расплава (рис. 16.12). Рекристаллизация аустенита, происходящая при нагреве, может влиять на величину зерна, кристаллизующегося из жидкого состояния. Когда рекристаллизация аустенита происходит в процессе нагрева, до начала затвердевания, подкладкой для кристалли-. зации расплава является рекристаллизованный мелкозернистый аустенит, поэтому после кристаллизации на месте расплава образуется мелкозернистая структура. Если рекристаллизация восстановленного зерна подавляется быстрыми нагревом, то подкладкой служит перекристаллизовавшийся, в частности, крупнозернистый аустенит.
Иногда в закаленной зоне вблизи границы оплавления наблюдается полоса мелкозернистой структуры, не являющаяся подкладкой для переплавленной зоны. Это обусловлено тем, что мелкозернистая полоса возникла в результате рекристаллизации не при нагреве, а при охлаждении.
Свойства поверхностных слоев, подвергнутых лазерной закалке. Распределение твердости по сечению зоны, подвергнутой лазерному нагреву с плавлением поверхности, характерное для многих сталей, приведено на рис. 16.10. Разность значений твердости после лазерной и обычной (объемной) закалок называют сверхтвердостью. Сверхгвердость обусловлена, главным образом, подавле нием самоотпуска при закалке после лазерного нагрева вследствие
398
Рис. 16.12. Структура зоны воздействия лазерного излучения в стали LHX15 (о) и в стали 37XH3A (б). *250
очень быстрого охлаждения. Достижение сверхтвердости является одним из существенных преимуществ лазерной закалки, так как обеспечивает заметное повышение износоустойчивости (при отсутствии разогрева в процессе испытаний или при эксплуатации).
Высокая износоустойчивость стали после лазерной закалки при адгезионном, абразивном и усталостном изнашивании обусловлена тетрагональным неотпущенным мартенситом и метастабиль-ным остаточным аустенитом. Тетрагональный мартенсит обладает не только высокой твердостью, но и способностью к интенсивному деформационному упрочнению в процессе изнашивания. Это связано с деформационным динамическим старением, при котором часть углерода из а-решетки переходит в примесные атмосферы дислокаций, возникающих при нагружении. Деформационное упрочнение тетрагонального мартенсита значительно усиливается при увеличении содержания углерода в нем выше 0,5 %.
399
Рис. 16.13. Схема электронно-лучевой закалочной установки:
1 — высоковольтный изолятор; 2 ~ анод;
3 — магнитная линза; 4 — отклоняющая катушка; 5 — рабочая камера; 6 — колонковый клапан; 7 — электронная пушка
Переплавленная зона также характеризуется сверхтвердостью, но несколько меньшей, чем нижележащий слой, не подвергавшийся плавлению. Особенностью переплавленной зоны является повышенная однородность структуры. В част
ности, в заэвтектоидных сталях плавление с последующим быстрым охлаждением позволяет избавиться от крупных карбидов, что приводит к некоторому повышению вязкости. Последнее вместе с повышением твердости обеспечивает дополнительное повышение износоустойчивости.
Локальная лазерная обработка поверхности листов перпендикулярно направлению развития усталостной трещины может затруднить ее распространение. Усталостная трещина временно задерживается на периферии зон термического воздействия, структура которых состоит из феррита и участков дисперсного мартенсита.
Лазерная обработка используется также для улучшения физических свойств. Локальный лазерный нагрев анизотропных электротехнических сталей позволяет заметно снизить потери на перемагничивание.
На практике иногда применяют лазерную резку листового материала, которая позволяет автоматизировать процесс приготовления заготовок, повысить качество поверхности реза, существенно сократить отходы и улучшить условия труда. В этом случае края реза подвергаются самопроизвольной закалке.
16.6.	ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ НАГРЕВ
Быстрый и сверхбыстрый нагрев металла можно осуществить электронным пучком, формируемым в устройстве, называемом электронной пушкой. Первоначально электронно-лучевым методом осуществляли резку и сварку изделий, позднее его стали при
400
менять и для термической обработки. Представление об устройстве электронно-лучевой установки для закалки дает рис. 16.13.
Фазовые превращения, структура и свойства обрабатываемых изделий определяются скоростью и температурой нагрева и скоростью охлаждения, но не зависят от метода нагрева. Влияние температурно-временных условий обработки на структуру стали рассмотрено выше. Поэтому остается лишь отметить основные особенности электронно-лучевого метода. По скорости нагрева й плотности мощности, подводимой к нагреваемой поверхности, лазерный и электронно-лучевой методы близки. По ряду техникоэкономических показателей электронно-лучевой метод обладает несомненными преимуществами. В отличие от лазерного нагрева при электронно-лучевом металлом поглощается до 75 % энергии луча. Мощность электронно-лучевых установок может быть намного выше, чем лазеров, и достигает нескольких сот киловатт. Электронный луч можно фокусировать, изгибать и перемещать по нагреваемой поверхности в соответствии с заданной программой. Но этот метод имеет и ряд недостатков, главным из которых является необходимость помещения электронной пушки и обрабатываемых изделий в вакуум, что существенно усложняет применение электронно-лучевого нагрева на практике.
401
Глава 17
ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ
Химико-термической обработкой (ХТО) называют операции, при которых в результате нагрева и выдержки стальных изделий в той или иной активной среде происходит изменение химического состава, структуры и свойств их поверхностных слоев. Обычно при химико-термической обработке происходит насыщение поверхностного слоя одним или несколькими элементами, но возможно и удаление какого-либо компонента сплава из поверхностного слоя.
Наиболее распространены методы насыщения стали углеродом (цементация), азотом (азотирование), а также различные разновидности одновременного насыщения этими элементами. Применяют насыщение стали и другими неметаллами — бором, кремнием. Нередко проводят насыщение поверхности изделий металлами — диффузионную металлизацию. Нужный комплекс свойств в одних случаях достигается в результате собственно ХТО (например, при азотировании, диффузионной металлизации), в других, кроме насыщения, требуется дополнительная термическая обработка — закалка с отпуском, как, например, после цементации. Изменение свойств поверхностного слоя в результате ХТО определяется природой насып дающих элементов, степенью и глубиной насыщения, исходным химическим составом стали и режимом термической обработки после насыщения.
В ходе ХТО протекают сложные процессы как в активной среде, так и на поверхности стали и в насыщаемом слое. Реакции, протекающие в насыщающей среде, обеспечивают получение внедряемого в сталь элемента в активной форме. Процессы переноса — диффузия, конвекция — доставляют насыщающий элемент (в виде атомов или ионов, молекул, соединений с другими элементами) к поверхности изделий. На поверхности стали происходит адсорбция и протекают реакции, в результате которых насыщающий элемент переходит в атомарное состояние и диффундирует в глубь изделия. Диффузия насыщающего элемента в сталь может приводить к изменению ее фазового и структурного состояния.
402
17.1.	СТРОЕНИЕ ДИФФУЗИОННОЙ ЗОНЫ ПРИ ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ
Возможность осуществления химико-термической обработки определяется следующими условиями:
—	насыщающий элемент должен быть растворим в металле изделия;
—	скорость подвода насыщающего элемента к поверхности изделий должна быть выще скорости диффузионного оттока его в глубину металла.
При химико-термической обработке может протекать как атомная, так и реактивная диффузия. В процессе атомной диффузии новые фазы не образуются и концентрация насыщающего элемента плавно убывает от поверхности в глубь диффузионной зоны. При реактивной, или реакционной диффузии возникают новые фазы. В диффузионной зоне может образоваться несколько слоев новых фаз, в которых диффузия протекает с различной скоростью.
В процессе атомной диффузии скорость изменения концентрации насыщающего элемента бс/бт в произвольной точке диффузионной зоны, находящейся на расстоянии х от поверхности, определяется вторым законом Фика
бс/бт=Р(б2с/бх2),	(17.1)
справедливым при условии, что коэффициент диффузии D не зависит от кон ценз рации, чего обычно не наблюдается при значительном ее изменении. Общего решения уравнения (17.1) не существует. Известны частные решения для определенных граничных условий на поверхности раздела насыщающая среда—металл. В простейшем случае считается, что концентрация насыщающего элемента на поверхности С(0, т) практически мгновенно достигает равновесного значения Спред для данных условий. Это значение концентрации называют потенциалом насыщающей атмосферы. Приведенное выше граничное условие первого рода записывают следующим образом:
С(0,т)=Спрсд(т).	(17.2)
Если исходное значение концентрации насыщающего элемента Сисх, а диффузия его происходит в полубесконечное пространство, т. е. насыщающий элемент находится на поверхности делали, толщина которой намного больше глубины диффузионной зоны, то частное решение уравнения (17.1) имеет вид:
© = [С(х> г) - Сисх]/[Спред - Сисх] = 1 - erf(x/2T^). (17.3)
403
Здесь ® — относительная концентрация насыщающего элемента; С(х, г) — концентрация в точке, удаленной от поверхности на расстоя-z
ние х, в момент времени т; ег1'(х/2,Д)т) = erf(Z) = 2/ Jn J exp(—jr)t£c — 0
Гауссова функция ошибок, значения которой в зависимости от х даются в специальных таблицах. При насыщении чистого металла одним элементом Сисх = 0.
Приняв С(х> r)=const при согласованно меняющихся значениях хи т, из уравнения (17.3) получаем, чтоx/IJDt. = const и, следовательно,
X=KJT)t,	(17.4)
где А"—постоянная. Уравнение (17.4) означает, что толщина насыщающего слоя при постоянной температуре возрастает пропорци-ально квадратному корню из продолжительности выдержки.
В действительности граничное условие первого рода (17.2) выполняется не всегда, что приводит к нарушению соотношения (17.4) и значительно затрудняет решение уравнения (17.1).
С повышением температуры толщина насыщающего слоя возрастает по экспоненциальному закону или близкому к нему, что определяется экспоненциальной зависимостью коэффициента диффузии от температуры:
D = Doe~Q/RT.	(17.5)
Здесь предэкспоненциальный множитель Dq практически не зависит от температуры; Q — энергия активации диффузии; R — газовая постоянная; Т — температура.
Реактивная диффузия может быть осложнена существованием в диффузионной зоне слоев различной природы с резкими скачками концентрации между ними, а также существованием двухфазных и более сложных слоев в многокомпонентных системах.
Рассмотрим процесс насыщения металла А элементом В, используя диаграмму состояний, приведенную на рис. 17.1, а. В начальный период насыщения при температуре /] развивается атомная диффузия, приводящая к повышению концентрации а-твердого раствора. Концентрация насыщающего элемента на поверхности в этот период устанавливается равной предельной растворимости
404
Рис. 17.1. Диаграмма состояний системы А—В (а) и распределение концентрации элемента В по сечению диффузионной зоны при насыщении им металла А на стадиях атомной (б) и реактивной (в) диффузии. Время с момента начала насыщения т( < т2 < ... < Т7
при данной температуре (Д (рис. 17.1, б). Если активность насыщающей среды достаточ нсьвелика, то концентрация на поверхности скачком повышается до С2, т. е. возникает p-фаза. Двухфазный слой а + р не образуется. При продолжении процесса содержание элемента В на поверхности повышается до установления равновесия с активной средой или до прекращения операции (Спред), а толщина слоя p-фазы возрастает (рис. 17.1, в). На стадии реактивной диффузии скачок концентрации на границе раздела слоев р- и a-фаз сохраняется постоянным в соответствии с диаграммой состояний (см. рис. 17.1, а, в).
Невозможность образования двухфазного слоя в диффузионной зоне при насыщении чистого металла одним компонентом
405
Рис. 17.2. Диаграмма состояний Fe—N (о) и схема строения диффузионной зоны при 590 < t < 650°С (б) после длительного насыщения железа азотом
обусловлена тем, что обе фазы в двухфазном слое должны иметь постоянный состав в соответствии с диаграммой состояний и правилом фаз. Это исключает насыщение, так как градиент концентрации в обеих фазах постоянного состава равен нулю и диффузия становится невозможной.
В некоторых случаях в диффузионной зоне могут отсутствовать отдельные слои, соотвествующие фазам с узкой областью гомогенности на диаграмме состояний. Например, при азотировании железа в результате длительных выдержек несколько ниже 650 °C формируется четырехслойная диффузионная зона (рис. 17.2), но на ранних стадиях насыщения слой у'-фазы может отсутствовать.
Рассмотрим рост одного из внутренних слоев в многослойной диффузионной зоне, например, рост у'-фазы при насыщении железа азотом (рис. 17.2). Пограничные концентрации на границах
406
раздела фаз определяются диаграммой состояний и должны оставаться неизменными в процессе насыщения. Внутрифазовая диффузия, развивающаяся в каждом слое, должна приводить к изменению пограничных концентраций, условие постоянства которых может выполняться лишь в случае протекания и междуфазовой диффузии, при которой атомы переходят из одной фазы в другую.
В соответствии с закономерностями диффузионного перемещения границы раздела фаз диффузия в е-фазе в направлении от поверхности вглубь приводит к смещению границы в сторону у'-фазы, т. е. к росту е-фазы за счет у'-фазы. С другой стороны, диффузия в у'-фазе должна вызывать ее рост в сторону е-фазы. Следовательно, граница раздела между е- и у'-фазами может перемещаться в ту или другую сторону в зависимости от интенсивности развития диффузии в них.
Пусть dni[ — количество вещества (азота в рассматриваемом примере), подводимого в единицу времени в е-фазе к границе раздела с у'-фазой (см. рис. 17.2), dL\ — смещение границы е/у' в результате диффузии в е-слое. Тогда
t/Zj = dm^/kC^',	(17.6)
где ДС£/у/— перепад концентрации на границе раздела слоев. Диффузия в у'-фазе приводит к смещению границы е/у' в противоположную сторону:
—dL} — —dm^l
Действительное смещение границы определяется алгебраической суммой этих частных перемещений:
dL^’= dL\ — dLi = (dm\ — dm^/KC^. (17.8)
На основании первого закона диффузии получаем скорость перемещения границы раздела:
Ге/у = dL^/dx = [De(8c/8x)E - Dy (дс/8х)у\/\СЕ!у.	(17.9)
Аналогично для границы раздела у' и у фаз:
Г//у = \D(8c/dx)y ~ D(8c/8x)y]/\Cy/r	(17.10)
Таким образом, диффузия, протекающая в некоторой фазе, способствует ее росту за счет слоев соседних фаз, а диффузия
407
в прилегающих фазах вызывает их рост за счет слоя фазы, находящейся между ними.
Из вышеизложенного следует, что в диффузионной зоне могут отсутствовать слои тех фаз, диффузия в которых протекает медленнее, чем в соседних фазах. Это могут быть фазы, имеющие узкую область гомогенности на диаграмме состояний и, следовательно, малые значения бс/йх. В диффузионной зоне могут отсутствовать и слои фаз, обладающих низким коэффициентом диффузии. Повышение температуры насыщения может изменить соотношение толщин слоев соседних фаз, если при этом коэффициенты диффузии или разности пограничных концентраций в них изменяются в различной степени.
При насыщении сплавов каким-либо компонентом действуют те же закономерности, что и при насыщении чистых металлов, но появляются особенности, связанные с присутствием третьего компонента — легирующего элемента. Легирующие элементы могут изменять коэффициенты диффузии в фазах, соотношение коэффициентов диффузии в объеме зерна и вдоль границ, а также изменять пограничные концентрации.
Образование двухфазных слоев в случае насыщения сплавов принципиально возможно, если этому не препятствует знак градиента химического потенциала диффундирующего элемента в основном твердом растворе двухфазного слоя. В большинстве случаев можно рассматривать знак градиента концентрации: образование двухфазного слоя возможно, если при возникновении второй фазы концентрация насыщающего элемента в твердом растворе возрастает, и невозможно, если образование новой фазы приводит к снижению концентрации насыщающего элемента в твердом растворе двухфазного слоя. Возможность возникновения двухфазного слоя при насыщении сплава каким-либо элементом может быть установлена путем анализа изотермических разрезов тройных систем, образованных основным, легирующим и насыщающим элементами.
Пусть сплав А—В, где А — основной металл, В — легирующий элемент, насыщается элементом С. Небольшая концентрация насыщающего элемента Cq часто содержится в сплаве до начала химико-термической обработки. Соотношение А:В в сплаве при насыщении остается неизменным. Разрез тройной системы А—В—С (рис. 17.3 а) соответствует случаю, когда легирующий элемент В уменьшает растворимость насыщающего элемента С в а-твердом растворе, а энергия связи элементов В и С больше, чем А и С, что следует из направления наклона конод в двухфазной области а + р.
408
Рис. 17.3.Разрез тройной системы А—В—С (а) и распределение насыщающего элемента С по сечению диффузионной зоны (6). Легирующий элемент В уменьшает растворимость насыщающего элемента Св а-растворе А— В. Энергия связи В—С больше, чем Л—С. Q — исходная концентрация насыщающего элемента (А.А. Попов)
Изменение концентрации элемента С в процессе насыщения сплава описывается фигуративной точкой, движущейся вдоль горизонтальной штриховой линии на рис. 17.3, а. Пока концентрация элемента С не достигнет точки У, диффузионная зона состоит только из а-фазы. С момента достижения концентрации Согр, соответствующей точке 1, становится возможным возникновение p-фазы в поверхностном слое. Будем считать, что образование двухфазного слоя а + р произошло и в некоторый момент средний состав сплава на поверхности описывается точкой 2. В таком случае содержание насыщающего элемента в а-растворе определяется точкой С™в, а на границе двухфазного а+р и однофазного а слоев — точкой С^. Следовательно, в сплаве возникновение двухфазного а + р слоя действительно возможно, так как концентрация элемента С в а-растворе непрерывно снижается от поверхности в глубь сплава (рис. 17.3, б). Штриховой линией на рис. 17.3, б изображено распределение концентрации элемента С в двухфазном слое в среднем, а сплошной линией — в a-твердом растворе.
В случае, изображенном на рис. 17.4, легирующий элемент В увеличивает растворимость насыщающего элемента в сплаве А—В,
409
Рис. 17.4. Разрез тройной системы А—В—С {а), в которой легирующий элемент В увеличивает растворимость насыщающего элемента С в а-растворе А—В, а энергия связи В'—С меньше, чем А—С, и распределение насыщающего элемента С по сечению диффузионной зоны (б). Q) — исходная концентрация насыщающего элемента (А.А. Попов)
а энергия связи В—С меньше, чем А—С. Рассуждая так же, как в предыдущем случае, легко доказать, что образование двухфазного слоя при таких условиях также возможно.
Если растворимость насыщающего элемента С в a-фазе уменьшается с увеличением содержания легирующего элемента В, а энергия связи В—С меньше, чем А—С, то образование двухфазного слоя при ХТО невозможно, так как возникновение р-фазы в наружном слое привело бы к распределению элемента С по сечению слоя, исключающему возможность дальнейшего насыщения — концентрация элемента С на поверхности ниже, чем на границе слоев в диффузионной зоне (рис. 17.5).
Наконец, если легирующий элемент увеличивает растворимость насыщающего, а энергия связи В—С больше, чем А—С, то образование двухфазного слоя а + р невозможно по той же причине, что и в предыдущем случае. Разрез тройной системы и схему распределения концентрации элемента С по сечению диффузионной зоны для последнего случая предлагается построить самостоятельно.
Образование сплошного слоя второй фазы — оболочки по границам зерен или поверхностной "корочки" — возможно, если его
410
a
Рис. 17.5. Разрез тройной системы А—В—С (а) и распределение насыщающего элемента Спо сечению диффузионной зоны (б). Легирующий элемент 5 уменьшает растворимость насыщающего элемента Св а-растворе А— В. Энергия связи В—С меньше, чем Л—С. Со — исходная концентрация насыщающего элемента
(А.А. Попов)
участки, расположенные ближе к поверхности, будут иметь более высокую концентрацию насыщающего элемента, чем участки, расположенные дальше от поверхности.
Если в сплаве имеется элемент, диффундирующий быстрее насыщающего, то образование двухфазного слоя не происходит, а возникает сплошной слой новой фазы на поверхности образцов или изделий. Такая картина наблюдается, в частности, при диффузионном насыщении хромом углеродистой стали, что обусловлено встречной диффузией углерода.
17.2.	ЦЕМЕНТАЦИЯ
Цементация — это диффузионное насыщение углеродом поверхностного слоя стали при 900...950 °C. Цеметацию проводят в аустенитном состоянии, так как в a-железе углерод практически нерастворим. В результате цементации и последующей термической обработки, заключающейся в закалке и низком отпуске, повышаются значения твердости, износоустойчивости, предела усталости, сопротивления контактной усталости поверхностного слоя при сохранении низкоуглеродистой вязкой сердцевины. Це
411
ментации подвергают многие детали машин: зубчатые колеса, трущиеся элементы валов и других деталей. Как правило, детали поступают на цементацию с небольшим припуском для последующей шлифовки. Участки, не подлежащие цементации, защищают слоем электролитически осажденной меди или специальными обмазками. Для повышения сопротивления изгибающим и контактным напряжениям цементированные детали после закалки и низкого отпуска иногда подвергают дробенаклепу. Обычно толщина цементированного слоя находится в пределах от 0,5 до 2,0 мм.
Содержание углерода на поверхности цементированных изделий, изготавливаемых из малоуглеродистых сталей, определяется рядом факторов. Во-первых, концентрация углерода должна быть достаточной для получения высокой твердости после закалки и низкого отпуска (58...62 HRC), но при избыточно высокой концентрации углерода будет сохраняться большое количество остаточного аустенита, снижающего твердость. Во-вторых, при замедленном охлаждении после цементации может выделиться повышенное количество избыточных карбидов, снижающих прочность слоя. Особенно опасно образование цементитной сетки и выделение пластинчатых видманштеттовых карбидов, приводящих к охрупчиванию цементированного слоя. Поэтому содержание углерода на поверхности цементируемых изделий стремятся получить в пределах от 0,7 до 1,1 %. С удалением от поверхности в глубь изделия оно постепенно уменьшается до исходного значения (0,1...0,3 %).
При температуре цементации содержание углерода в аустените, как правило, не выходит за пределы растворимости, составляющей при 930 °C около 1,36 %. В процессе медленного охлаждения после цементации в результате диффузионного превращения аустенита в цементированном слое образуются различные структуры. В большинстве случаев непосредственно на поверхности залегает заэвтектоидная зона, состоящая из перлита и карбидной сетки. Глубже находится узкая эвтектоидная зона со структурой пластинчатого перлита, а под ней — доэвтектоидная перлитно-ферритная зона, количество перлита в которой уменьшается с удалением от поверхности до границы цементированного слоя.
В цементированном слое после закалки обычно не удается четко выделить три вышеназванные зоны. Однако по уменьшению количества остаточного аустенита, изменению морфологии мартенсита, наличию бейнита можно судить о степени снижения содержания углерода в направлении от поверхности к сердцевине.
412
Подробнее об этом смотри ниже в разделе "Структура цементированного слоя".
В настоящее время цементацию чаще всего проводят в газовой среде (газовая цементация). Изредка применяется цементация в твердом карбюризаторе, обычно в древесном угле с активизирующими добавками. Но и в этом случае при нагреве образуется активная газовая фаза, обеспечивающая насыщение стали углеродом, а непосредственные контакты твердых частиц карбюризатора с поверхностью стали не имеют практического значения.
Рассмотрим основные закономерности цементации в газовых средах простого и сложного состава.
Цементация оксидом углерода. В восстановительной среде, содержащей избыток оксида углерода (угарного газа) — СО, на поверхности изделий происходит реакция:
2СО <-> СО2 + С + Q,	(17.11)
где Q — тепловой эффект реакции.
Атомарный углерод, образующийся по этой реакции, диффундирует в металл. Как следует из уравнения 17.11, газовая фаза содержит как СО, так и СО2. Для выяснения условий, обеспечивающих цементацию, рассмотрим диаграмму равновесия смеси СО—СО2 с окислами железа и сталями (рис. 17.6) при отсутствии твердого углерода. Верхняя кривая выше А[ соответствует равновесию газовой фазы того или иного состава с аустенитом, насыщенным до предела растворимости при данной температуре. Ниже располо
жены кривые, описывающие равновесие аустенита с данным содержанием углерода (числа у кривых) с газовой фазой.
С изменением температуры меняется равновесный состав газовой
Рис. 17.6. Диаграмма равновесия газовой фазы СО—СО2 со сталями, содержащими различное количество углерода, и с окислами железа:
/, 2 — граница области образования Fe3O4; 3 — граница облает образования FeO; 4 — граница между областями а- и у-фаз; 5 — изобара реакции 2СО <-> СО2 + С при давлении 0,1 МПа. Область цементации ограничена отрезками кривых 3, 4, 5
413
-90 % СО при -870 °C. Стали
Рис. 17.7. Диаграмма Такахаши, описывающая условия равновесия смеси СО—СО 2 с аустенитом различного состава
фазы и изменяются условия насыщения стали углеродом. Например, сталь, содержащая 0,5 % углерода, находится в равновесии со средой, описываемой точками соответствующей кривой, в частности точкой, соответствующей с меньшим содержанием углерода
при этих условиях науглероживаются (цементируются), а с боль-
шим — обезуглероживаются. Повышение температуры при том же составе газовой смеси снижает цементирующую способность ат-
мосферы. При цементации в твердом карбюризаторе этого не происходит вследствие наличия твердого углерода, обеспечивающего увеличение содержания СО с повышением температуры. Цементирующая способность атмосферы снижается и в результате понижения содержания СО при постоянной температуре. Таким образом, цементирующая способность смеси СО—СО2 возрастает при снижении температуры и увеличении содержания СО.
Равновесие смеси СО—СО2 с аустенитом, содержащим различное количество углерода (Су), описывается также диаграммой Такахаши (рис. 17.7), из которой следует, что с повышением температуры при постоянном составе атмосферы равновесное содержание углерода в аустените снижается (стрелка 7), а с увеличением содержания СО в газовой фазе при неизменной температуре равновесное содержание углерода в аустените возрастает (движение вдоль кривых в направлении стрелки 2).
Влияние температуры на процесс цементации в смеси СО—СО2 обусловлено экзотермичностью реакции 17.11. При повышении
температуры равновесие смещается в сторону увеличения содержания СО, количество атомарного углерода снижается, цементирующая способность смеси уменьшается.
Так как реакция 2СО -> СО2 + С идет с уменьшением объема, то повышение абсолютного давления ускоряет насыщение аустенита углеродом.
Цементация в углеводородах. Газовую цементацию обычно проводят в смеси углеводородов и нейтральных газов. В качестве
414
Рис. 17.8. Диаграмма равновесия смеси СН4—Н2 с аустенитом различного состава. Штриховая линия — аустенит, насыщенный углеродом:
1 - 0,92 %С; 2 - 0,5 %С; 3 - 0,16 %С
примера рассмотрим цементацию метаном. При повышенных температурах метан разлагается на водород и атомарный углерод с поглощением теплоты по реакции:
СН4<^2Н2 + С-а (17.12)
В присутствии железа или стали условия равновесия изменяются, а образовавшийся при разложении метана углерод диффундирует в сталь. Диаграмма равновесия га-
Температура, ’С
зовой фазы с аустенитом различного состава приведена на рис. 17.8.
Левее кривой, соответствующей стали с данным содержанием углерода, простирается область обезуглероживания этой стали, правее — область науглероживания. С повышением температуры
уменьшается содержание СН4, необходимое для сохранения равновесия (движение вдоль кривых). Реакция СН4 -> 2Н2 + С протекает с увеличением объема, поэтому понижение давления способствует ее ускорению и, следовательно, облегчает науглероживание.
Сопоставление условий равновесия в системах СО—СО2—Су и СН4—Н2—Су и факторов, влияющих на него, показывает, что температура и давление противоположно действуют на цементирующую способность атмосфер СО—СО2 и СН4—Н2.
Цементация в сложных карбюризаторах. Науглероживающие атмосферы, как правило, многокомпонентны и их основными составляющими являются: СО, СН4, Н2, СО2, Н2О (пары), N2, О2. Для получения цементированного слоя с заданными характеристиками (содержание углерода на поверхности, его распределение по сечению слоя, глубина науглероживания), обеспечивающими достижение требуемых механических свойств и конструктивной прочности, состав газовой фазы, ее температура и давление должны быть вполне определенными. Отклонение параметров газовой
415
фазы от заданных значений приводит к нарушению нормального течения процесса цементации. Например, применение смесей, излишне богатых углеводородами, вызывает перенасыщение слоя углеродом, способствует образованию сажи, оседающей на цементируемых изделиях, стенках и элементах конструкции печи, что тормозит насыщение и вызывает порчу оборудования (местные перегревы, прогорание муфеля).
Контролируемую атмосферу в печи получают, смешивая углеводороды с эндотермическим газом, который образуется при сжигании природного газа с недостатком воздуха в присутствии ката лизатора. Эндогаз содержит 19...23 % СО, 34...44 % Н2, 33...37 % N2, < 1 % СН4, < 0,2 % СО2, < 0,2 % О2, он нейтрален по отношению к стали и служит газом-разбавителем. Полученную таким образом цементирующую атмосферу называют эндотермической.
Цементирующая способность атмосферы характеризуется ее углеродным потенциалом лс и интенсивностью науглероживания, мерой которой является коэффициент массопереноса р. Углерод ный потенциал атмосферы численно равен равновесному содержанию углерода, устанавливающемуся в аустените, который находится в контакте с данной средой при заданных значениях температуры и давления. Например, из рис. 17.7 следует, что углеродный потенциал атмосферы, состоящей из 90 % СО и 10 % СО2 при 800 “С и нормальном давлении равен 0,8 % С. Углеродный потенциал атмосферы зависит от ее химического состава, температуры и давления. Коэффициент массопереноса р, м/с входит в качестве кинетического коэффициента в граничное условие третьего рода, означающее, что поток диффундирующего элемента из насыщающей атмосферы в металл пропорционален разности концентраций на поверхности в условиях равновесия Спред(т) и в текущий момент до наступления равновесия С(0, т):
-Z>5c(0, t)/Sx = р[Спред(т) - 0(0, т)].	(17.13)
Значение р определяет скорость насыщения стали диффундирующим элементом и лимитирующую (наиболее медленную) стадию ХТО. Если р 3> D, то лимитирующей стадией является диффузия в металле. При р «С D определяющей стадией является доставка насыщающего элемента к поверхности изделия. В этом случае насыщение протекает очень медленно. Знак минус в левой части уравнения (17.13) означает, что поток диффундирующего вещества направлен в сторону уменьшения концентрации. Коэффи
416
циент массопереноса определяется, прежде всего, составом атмосферы и мало зависит от температуры. Углеродный потенциал атмосферы может определяться различными способами: по точке росы, зависящей от количества паров воды; по содержанию СО2 или О2; по электросопротивлению топкой железной проволочки.
В сложных атмосферах протекают различные реакции взаимодействия компонентов. Науглероживание стали обусловлено следующими реакциями:
СО + Н2 <	Н2О + С;	(17.14)
2СО<->	СО2 + С;	(17.15)
СН4<->	2Н2 + С.	(17.16)
Кроме того, необходимо учитывать реакции:		
СН4 + Н2О	<-> СО + ЗН2;	(17.17)
СН4 + СО2 <	е-> 2СО + 2Н2.	(17.18)
О степени значимости этих реакций нет единого мнения. IO.МЛахтин и Б.Н.Арзамасов основной считают реакцию 17.15. По оценке Л.А.Михайлова главную роль играет реакция 17.14, а реакции 17.15 и 17.16 вносят в общий поток углерода к изделиям всего 0,9 и 1,4 % соответственно. Считается, что при малом содержании СН4 в эндотермической атмосфере метан не участвует в насыщении непосредственно, но увеличивает содержание СО по реакциям 17.17 и 17.18. Реакция 17.12 протекает при содержании метана в атмосфере более 10... 12 %, но при такой его концентрации в печи образуется сажа и автоматическое регулирование углеродного потенциала становится невозможным.
При контроле и регулировании углеродного потенциала атмосферы необходимо иметь в виду, что однозначная зависимость между лс и содержанием СО2 или Н2О наблюдается только при выполнении ряда условий:
—	температура и давление должны быть постоянными;
—	сталь должна находиться в однофазном аустенитном состоянии;
—	содержание не менее двух компонентов атмосферы должно быть постоянным (при высоких концентрациях Н2 и СО и небольших их колебаниях содержание этих компонентов может считаться постоянным);
417
Рис. 17.9. Равновесное содержание углерода в аустените в зависимости отточки росы (а) и содержания СО2 (б) в эндотермической цементирующей атмосфере (Ю.М. Лахтин, Б.Н. Арзамасов)
—	в печи не должно быть сажи;
—	на деталях не должно быть масла и продуктов коррозии;
—	печь должна быть герметичной;
—	атмосфера в печи должна тщательно перемешиваться.
Все это вместе взятое исключает самопроизвольное изменение состава печной атмосферы и ее цементирующей способности.
Регулирование углеродного потенциала по точке росы (температуре начала конденсации паров воды) или по содержанию СО2 в науглероживающей атмосфере основано на изучении ее равновесия со сталью. Чем ниже точка росы (рис. 17.9, а) или содержание СО2 (рис. 17.9, 6), тем выше равновесное содержание углерода в аустените при данной температуре. При повышении точки росы или содержания СО2 для сохранения равновесия требуется снижение температуры (движение по горизонтали слева направо на рис. 17.9), а при постоянстве последней произойдет частичное обезуглероживание насыщенного слоя. На практике углеродный потенциал регулируют путем изменения подачи цементирующего газа при неизменной температуре.
Кроме эндотермической атмосферы, на практике находят применение и другие науглероживающие атмосферы, основные сведения о которых приведены в следующем разделе.
Рассмотрим основные способы цементации.
418
Газовая цементация. В настоящее время газовая цементация является основным способом науглероживания изделий. Основные закономерности газовой цементации описаны выше. Газовая цементация проводится в атмосфере, состоящей из многих компонентов: Nj, Н2, СО2 образуют газ-носитель, а СО, СН4 и другие углеводороды—активный газ. Многокомпонентный газовый карбюризатор может быть получен непосредственно в рабочем пространстве цементационной печи из жидких углеводородов, по каплям подаваемых в печь, или приготовлен вне печи, в специальных установках, что позволяет регулировать как его состав, так и его углеродный потенциал (контролируемые атмосферы).
Газовая цементация обладает рядом преимуществ по сравнению с цементацией в твердом карбюризаторе:
—	можно получить заданное содержание углерода на поверхности и благоприятное распределение его по глубине слоя;
—	сокращается продолжительность процесса вследствие ускорения нагрева изделий и активного поступления карбюризатора к поверхности деталей;
—	может быть полностью механизирован и автоматизирован процесс цементации;
—	облегчается проведение термической обработки цементированных изделий;
—	значительно улучшаются условия труда.
К карбюризаторам для газовой цементации предъявляются следующие требования:
—	карбюризатор должен быть мало склонен к образованию сажи, что необходимо для быстрой и качественной цементации;
—	содержать не более 0,04 % сернистых соединений, разъедающих поверхность изделий и арматуру печи и тормозящих цементацию;
—	давать возможно больший объем газа из единицы объема жидкости.
Этим требованиям удовлетворяют парафиновые углеводороды CnH2n + 2- Нафтеновые СПН2„ и ароматические СЙНЙ углеводороды образуют много сажи, что тормозит цементацию, приводит к появлению мягких пятен на изделиях в местах повышенного ее оседания, требует очистки изделий и периодической чистки печи путем выжигания сажи.
В качестве жидких карбюризаторов применяют: синтин, получаемый из твердого топлива, содержащий до 90 % парафиновых углеводородов, дающий очень мало сажи; керосин; спирты, на
419
пример, бутиловый. Бензол C^Hf, дает очень много сажи и применять его не рекомендуется. Цементированный слой толщиной 1,0...1,3 мм при 930 °C с использованием бензола, керосина и син-тина можно получить за 8... 10, 7...9 и 3...4 часа соответственно.
Контролируемые атмосферы позволяют осуществлять непрерывное автоматическое регулирование цементации. Наиболее широкое распространение получили эндотермические атмосферы (см. раздел 17.2), но они сравнительно дороги, токсичны, взрывоопасны и вызывают внутреннее окисление, снижающее качество изделий. От этих недостатков практически свободна атмосфера, газом-носителем которой является азот, содержащая метан или пропан и СО2. Атмосферу получают смешиванием компонентов. В печи протекает реакция: СН4 + СО2 <-> 2СО + 2Н2. Окончательный состав атмосферы: 85 % N2, 10... 12 % Н2, 2...4 % СО, 3...5 % (Н2О + СН4). Применяют и другие цементирующие атмосферы.
Скорость цементации тем больше, чем выше температура и меньше глубина насыщенного слоя, и при температурах от 850 до 1000 °C может изменяться от 0,05 до 0,95 мм в час. Для получения слоя заданной толщины необходимо в зависимости от температуры поддерживать определенную скорость цементации (табл. 17.1).
Газовую цементацию обычно проводят при 930...950 °C. Повышение температуры ускоряет цементацию, но вызывает рост зерна аустенита, что ухудшает механические свойства и требует усложнения термической обработки цементированных изделий. Приме-
Таблица 17.1
Средние значения скорости газовой цементации Уср в зависимости от температуры и толщины слоя h
й, мм	Kq,, мм/ч, при t, °C			
	850	900	950	1000
До 0,5	0,35	0,45	0,75	—
0,5—1,0	0,16	0,30	0,55	0,96
1,0-1,5	0,10	0,20	0,40	0,75
1,5-2,0	0,06	0,15	0,25	0,55
2,0-2,5	0,04	0,12	0,20	0,40
2,5-3,0	—	0,10	0,18	0,35
420
нение сталей, мало склонных к росту зерна, позволяет повысить температуру цементации до 1000... 1050 °C, что приводит к сокращению ее длительности в 1,5...2,0 раза. Но при высокой температуре сокращается срок службы печного оборудования.
Для сокращения длительности процесса применяют двухступенчатую цементацию, подразделяющуюся на два периода. Сначала, в активном периоде, устанавливают максимально возможный без сажеобразования углеродный потенциал (не выше 1,3... 1,4 %). Скорость роста слоя в этот период велика, но на поверхности могут появиться карбиды, что исключает возможность автоматического регулирования процесса. Затем, во время диффузионного периода, при понижении углеродного потенциала до 0,6...0,9 % происходит перераспределение углерода по сечению слоя: снижается его концентрация на поверхности и увеличивается эффективная глубина слоя, т. е. расстояние от поверхности до прослойки с 0,4 % С.
Цементация в твердом карбюризаторе. Изделия помещают в стальной закрытый ящик, заполненный твердым карбюризатором, в качестве которого чаще всего применяют древесный уголь, активированный карбонатами. Углерод взаимодействует с кислородом воздуха, находящимся в ящике между частицами карбюризатора:
Сте + О2-> СО2 + Сте-> 2СО	(17.19)
(возможно сразу протекает реакция 2СТВ + О -> 2СО). Оксид углерода адсорбируется поверхностью стали и разлагается:
2СО -> Сат + СО2.	(17.20)
Образующийся атомарный углерод диффундирует в сталь. Активирующие добавки увеличивают количество СО:
ВаСО3 + Ста-> ВаО + 2СО.	(17.21)
(Считается, что реакция ВаСОз -> ВаО + СО2 невозможна).
Таким образом, цементация в твердом карбюризаторе фактически является цементацией в смеси СО—СО2, а твердая фаза служит источником углерода.
Цементацию проводят при температуре около 930 °C. После прогрева ящика с изделиями цементация протекает со средней
421
скоростью около 0,1 мм/ч. По окончании насыщения ящики охлаждают на воздухе до 400...500 °C, вскрывают и извлекают изделия.
Низкая производительность, трудоемкость, невозможность регулирования насыщения и тяжелые условия труда все более сокращают применение этого вида цементации. Сохраняется применение цементации в твердом карбюризаторе для получения слоев толщиной более 1,8...2,0 мм, так как при этом не образуется "темная составляющая" — результат внутреннего окисления (см. раздел "Прокаливаемость цементированного слоя").
Методы ускоренной цементации. С целью сокращения длительности процесса науглероживания разработаны и находят ограниченное применение новые разновидности цементации.
Высокотемпературная вакуумная цементация с повышенным углеродным потенциалом атмосферы отличается значительным ускорением насыщения стали углеродом. Нагрев деталей происходит в вакууме. В активном периоде в печь подают метан или другой цементирующий газ под давлением 13...39 кПа (100...300 мм ртутного столба). При 1000... 1100 °C предельное насыщение аустенита углеродом достигается приблизительно за 30 минут. В течение диффузионного периода в вакууме содержание углерода на поверхности снижается до заданного уровня, а глубина слоя возрастает. Так как в атмосфере печи отсутствуют газы, содержащие кислород, то внутреннее окисление не развивается и детали ..сохраняют светлую поверхность. Высокая стоимость оборудования, крупное зерно в изделиях и склонность к пересыщению поверхности углеродом ограничивают применение процесса.
Ионная цементация в тлеющем разряде, проводимая при давлении насыщающей атмосферы 130...1950 Па (1...15 мм ртутного столба) и температуре 1000... 1050 °C, сокращает длительность насыщениям два-три раза. Тлеющий разряд возбуждается между изделием-катодом и вспомогательным электродом, служащим анодом. Атомы углерода в прикатодной области появляются вследствие разрыва связей Н—С, затем часть атомов углерода ионизируется. Положительные ионы бомбардируют поверхность катода, разогревают ее и происходит насыщение изделий углеродом. К концу активного периода концентрация углерода на поверхности достигает 1,3... 1,4 %, а в течение диффузионного периода устанавливается более плавное распределение углерода по сечению слоя. При ионной цементации не образуется сажа, не развивается внутреннее окисление, резко снижается расход газа, но стоимость и сложность оборудования сдерживают распространение процесса.
422
Эффективная толщина и распределение углерода по сечению цементированного слоя. Полная толщина цементированного слоя, определяемая расстоянием от поверхности изделия до точки, в которой содержание углерода снижается до исходного значения, а твердость становится равной твердости сердцевины, определяется редко. Обычно контролируют эффективную толщину Хэ, соответствующую содержанию углерода 0,4 % или твердости HRC 50. Эффективную толщину слоя часто определяют иначе — по расстоянию до половины толщины доэвтектоидной зоны или по расстоянию до первых участков феррита. При этом необходимо использовать образцы, отожженные после цементации. При одинаковом содержании углерода на поверхности и равной полной толщине цементированного слоя его эффективная толщина может быть различной в зависимости от характера распределения углерода по сечению образца или изделия.
Эффективную толщину слоя по твердости определяют после закалки и низкого отпуска. В этом случае эффективная толщина характеризует не только распределение углерода по сечению слоя, но и качество термической обработки. Эффективная толщина, определяемая по твердости, возрастает с повышением прокаливаемости цементированного слоя (см. ниже).
Эффективную толщину выбирают в зависимости от определяющего, или характерного размера изделия. Для цилиндров — это радиус R, для шестерен — модуль зубьев т, равный отношению шага зубьев к числу тс. Например, при значениях модуля 1,5, 5,0 и 10,0 мм эффективная толщина должна составлять 0,4, 1,1 и 1,8 мм соответственно. Из этого примера следут, что с увеличением модуля зубьев отношение X.Jm уменьшается (0,27, 0,22 и 0,18 соот-ветствено).
Распределение углерода по сечению цементированного слоя существенно влияет на его свойства и свойства изделия в целом Оно характеризуется концентрацией углерода на поверхности Слов, снижением концентрации ДС на расстоянии А',/3, наличием обезуглероживания на поверхности, что крайне нежелательно или недопустимо, эффективной и полной толщиной слоя (рис. 17.10). Оптимальное сочетание износоустойчивости, прочности при изгибе, усталостной прочности достигается при содержании углерода на поверхности 0,8...1,0 % и только для повышения сопротивления контактной усталости оно может быть увеличено до 1,1 %. В этом случае и эффективную толщину следует выбрать несколько большей, чем при необходимости обеспечения высокой усталост-
423
Рис. 17.10. Параметры цементированного слоя, характеризующие распределение углерода по его сечению (схема) (Ю.М. Лахтин, Б.Н.
Арзамасе в):
Хэ — эффективная толщина; Хполн — полная толщина цементированного слоя
ной прочности при изгибе. В большинстве случаев необходимо плавное снижение содержания углерода с удалением от поверхности в глубь изделия.
Влияние легирующих элементов на цементацию. Легирующие элементы, растворяясь в аустените, искажают его кристаллическую решетку, изменяют энергию связи в у-растворе, влияют на термодинамическую активность углерода в аустените, изменяют равновесные концентрации фаз, температуры фазовых превращений и в силу этого неизбежно влияют на процесс цементации, структуру и свойства цементированного слоя. Влияние легирующих элементов на коэффициент диффузии углерода в аустените рассмотрено в разделе 2.5.
Легирующие элементы, изменяя активность углерода в аустените, влияют на его содержание в наружном слое цементированной зоны. При равновесии газовой фазы с цементируемой сталью активность углерода в аустените аус и активность насыщающей атмосферы а" равны. Если сталь легирована элементами, повышающими ау (никель, кремний), то равновесное содержание углерода в слое Сл будет ниже, чем для нелегированной стали Q. Если же сталь легирована элементами, снижающими активность углерода в аустените (карбидообразующие элементы), то содержание его Сл возрастает. Для достижения одинакового содержания углерода в наружном слое активность насыщающей среды должна быть вы
424
ше при цементации стали, содержащей элемент, повышающий аус, и ниже, если легирующий элемент снижает активность углерода в аустените. Карбидообразующие элементы, особенно хром, повышают общее содержание углерода в поверхностном слое вследствие образования карбидов.
Влияние легирования на глубину цементированного слоя в случае однофазного у-состояния определяется действием элементов на коэффициент диффузии углерода в аустените и его содержание на поверхности. Например, никель, увеличивающий Dy, должен уменьшать глубину слоя, так как снижает концентрацию углерода на поверхности. Напротив, хром уменьшает , но, повышая содержание углерода на поверхности, может несколько увеличивать и глубину слоя. До момента возникновения карбидов в стали, содержащей карбидообразующие элементы, последние обычно не оказывают существенного влияния на результат цементации. При длительной цементации, сопровождающейся образованием аустенитно-карбидного слоя на поверхности, карбидообра-зуюшие элементы резко уменьшают глубину цементированного слоя. Это обусловлено уменьшением объемной доли аустенита, в котором происходит диффузия (диффузионная проницаемость карбидов мала), снижением градиента концентрации углерода в аустените двухфазной зоны и расходованием углерода на образование карбидов.
Рассмотрим, как легирование влияет на состав фаз на поверхности и в глубине цементированной зоны.
В разделе 17.1 показано, что возникновение карбидов в процессе цементации возможно, если сталь легирована карбидообразующим элементом, и невозможно, если легирующий элемент не образует карбидов в стали. Однако в последнем случае карбиды могут выделиться из аустенита при медленном охлаждении вследствие уменьшения растворимости углерода в аустените при понижении температуры.
Проследим изменение состава фаз, образующихся в период цементации хромистых сталей, по сечению насыщенного слоя. Так как хром — карбидообразующий элемент, то возникновение карбидов при цементации возможно, если активность карбюризатора достаточно велика. Пусть Спов — средний состав наружного слоя стали а с невысоким (1,5...2,0 %) содержанием хрома (рис. 17.11). При содержании углерода Спов на поверхности изделий в аустени-
425
Fe С
исх
Рис. 17.11. Фрагмент изотермического разреза системы Fe—Сг—С при 950°С (схема):
К, - (Fe, Сг)3С; К2 — (Сг, Fe)7C3; а, б -исходный химический состав сталей с низким и высоким содержанием хрома соответственно
те состава точки 1 залегают карбиды состава точки 2. По мере удаления от поверхности в глубь цементированного слоя содержание углерода снижается и на границе раздела двухфазного и однофазного слоев состав аустенита описывается
точкой 3, а карбидов — точкой 4. В однофазном аустенитном слое содержание углерода снижается от концентрации, соответствующей точке 3, до исходного значения (точка о). По тем же точкам 1, 3 и а можно судить об изменении содержания хрома в аустените с удалением от поверхности вглубь. Таким образом, содержание
углерода в аустените снижается с удалением от поверхности, а концентрация хрома С^г возрастает в пределах двухфазной области у + КЛ, оставаясь постоянной в однофазном аустенитном слое (рис. 17.12, а). Нетрудно видеть, что состав карбидов также меняется по сечению аустенитно-карбидного слоя: на поверхности залегают карбиды с меньшим (точка 2), а в глубине с большим содержанием хрома (точка 4, рис. 17.11 и 17.12, а).
Подобным образом можно проследить за изменением по глубине слоя состава фаз, образующихся при цементации стали б с более высоким содержанием хрома (6...7 %). При этом необходимо иметь в виду, что в трехкомпонентной системе возникновение трехфазного слоя — в данном случае у + КА + К2 — в процессе насыщения невозможно. Цементированная зона стали б при насыщении поверхности до концентрации Спов (рис. 17.11) должна состоять из трех слоев: у + К\, у + К2 и у (рис. 17.12, б). Характер изменения состава фаз с удалением от поверхности такой же, как
426
Рис. 17.12. Изменение химического состава аустенита и карбидов по сечению* цементированного слоя сталей с низким (о) и высоким (б) содержанием хрома (см. рис. 17.11)
и при цементации стали а, с тем лишь отличием, что на границе раздела слоев у + К\ и у + К2 содержание хрома в карбидах возрастает скачком (рис. 17.12, б).
Изменение содержания углерода в карбидах по сечению слоя не представлено на рис. 17.12, но любознательный читатель легко может разобраться в этом, пользуясь рис. 17.11.
Цементируемые стали. Чтобы получить высокие механические свойства цементированных деталей, для них преимущественно применяют легированные стали с содержанием углерода 0,10...0,30 % в зависимости от конкретных требоваий, предъявляемых к изделиям. Повышение содержания углерода до 0,25...0,30 % позволяет уменьшить глубину слоя и, следовательно, сократить продолжительность цементации, предотвратить преждевременное разрушение слоя вследствие пластической деформации сердцевины и сблизить температуры закалки слоя и сердцевины. Легирование стали должно обеспечить необходимую прокаливаемость и прочность сердцевины и слоя. Образование карбидов при це
427
ментации и развитие внутреннего окисления в наружной части слоя приводят к снижению содержания легирующих элементов в аустените и все это вместе взятое вызывает уменьшение прокаливаемости цементированного слоя по сравнению с сердцевиной.
Прокаливаемость цементированного слоя оказывает значительное влияние на его механические свойства и качество изделия в целом. В легированных сталях она может существенно отличаться от прокаливаемости сердцевины вследствие существенно различного содержания углерода в слое и сердцевине. Кроме того, прокаливаемость наружного слоя толщиной в несколько сотых долей миллиметра может оказаться настолько низкой, что при закалке в ней образуется гроостит, тогда как в более глубоких участках слоя образуется мартенсит. Это обусловлено двумя основными причинами. Во-первых, при цементации сталей, содержащих карбидообразующие элементы, у поверхности изделия могут образоваться карбиды, связывающие часть легирующего элемента, в результате чего концентрация его в аустените уменьшается. Во-вторых, кремний, марганец, хром и титан подвергаются внутреннему окислению. При цементации в атмосферах, содержащих СО и пары воды, в тонкой поверхностной зоне цементированного слоя образуются оксиды названных элементов, в результате чего их содержание в аустените уменьшается, прокаливаемость этой части слоя снижается. Кроме того, карбиды и оксиды Moiyr служить зародышевыми центрами для диффузионного распада аустенита, что также снижает его устойчивость и прокаливаемость. Прокаливаемость слоя характеризуют с помощью диаграмм изотвердости, описывающих распределение твердости по его глубине в зависимости от содержания углерода. Оценка прокаливаемости слоя по твердости мало чувствительна. Даже при высокой твердости в слое может быть до 10 % немартенситных продуктов превращения, резко снижающих прочность и сопротивление усталости. Поэтому было предложено описывать прокаливаемость по структуре слоя, но вследствие значительных трудностей при реализации этого метода он не получил распространения.
Диаграммы изотвердости строят с применением метода торцевой закалки:
—	цементируют стандартные образцы для определения прокаливаемости и подвергают их торцевой закалке с последующим низким отпуском;
—	сошлифовывают часть слоя на цилиндрической поверхности образца, получая плоскость, параллельную его оси;
428
Расстояние от закаливаемого торца
Рис. 17.13. Схема распределения твердости по длине цементированного образца, соответствующего определенному (0,6 %) содержанию углерода (а), и диаграмма прокаливаемости цементированного слоя (б). Числа у кривых — твердость HRC (Ю.М. Лахтин, Б.Н. Арзамасов)
—	на каждом следующем образце глубину сошлифовывания увеличивают;
—	послойным химическим анализом устанавливают распределение углерода по толщине слоя;
—	на каждом образце измеряют твердость по длине при удалении от охлаждавшегося торца, в результате чего получают серию кривых Н(1) (рис. 17.13, а), где / — расстояние от торца; каждая из кривых соответствует постоянной концентрации углерода, уменьшающейся при увеличении глубины сошлифовывания (С( > С2 > С„);
—	выбирают значения HRC для построения линий изотвердости (обычно 62, 60, 58, 54, 50, 45,40) и по кривым Я(/) находят соответствующие значения Zt < 1% < ... < Z7 (рис.17.13, а);
—	на диаграмме % С— I на горизонталях, соответствующих содержаниям углерода на сошлифованных поверхностях Q, С2—С7, наносят значения HRC], HRC2 ...HRC7 на расстояниях Zj, I2.ly',
—	точки с одинаковыми значениями твердости, лежащие на различных горизонталях, соединяют плавными кривыми и получают диаграмму прокаливаемости цементированного слоя, или диаграмму изотвердости (рис. 17.13, б).
Прокаливаемость цементированного слоя оценивается по наклону кривых твердости к оси абсцисс. Схема диаграммы на рис. 17.13, б соответствует низкой прокаливаемости слоя (твердость быстро убывает с удалением от охлаждавшегося торца). Напро-
429
Расстояние от охлаждаемого торца, мм
Рис. 17.14. Диаграмма изотвердости, соответствующей высокой прокаливаемости цементированного слоя. Числа у кривых — твердость HV (Ю.М.Лахтин, Б.Н.Арзамасов)
тив, диаграмма на рис. 17.14 отображает высокую прокаливаемость слоя (твердость медленно снижается с увеличением расстояния). Резкий изгиб кривых, соответствующих наружной части слоя (рис. 17.13, б), означает, что с уве
личением содержания углерода сверх некоторого предела твердость снижается. Это обусловлено увеличением количества оста
точного аустенита и частичным распадом переохлажденного аустенита выше мартенситной точки.
Цементируемые изделия изготавливают преимущественно из комплексно-легированных сталей, содержащих от двух до шести различных легирующих элементов. Основной легирующий элемент — хром входит в состав почти всех цементируемых сталей. Для повышения прокаливаемости как сердцевины, так и слоя в сочетании с хромом в той или иной комбинации применяют марганец, никель, молибден, бор. Для сохранения мелкого зерна в некоторые стали вводят титан. Марганец, хром и титан, а также кремний подвергаются внутреннему окислению. Никель и молибден не подвержены внутреннему окислению и поэтому способствуют сохранению повышенной прокаливамости цементированного слоя. Кроме того, никель повышает прочность науглероженного слоя. Содержание никеля в цементируемых сталях находится в пределах от одного до четырех процентов. Концентрация титана обычно не превосходит 0,09 %, содержание молибдена составляет 0,2...0,3 %, а хрома и марганца около одного процента каждого. В последнее время предложены новые стали, содержащие до 0,5 % молибдена, например, 25X1HMAIO. Сталь 25Х1НМА1О, кроме обычных элементов, содержит также небольшие количества азота и алюминия. Предварительная обработка, заключающаяся в закалке от 1250 °C и отпуске при 650 °C, обеспечивает получение дисперсных нитридов алюминия, сохраняющих мелкое зерно аустенита при последующей цементации. Снижение прокаливае-
430
мости слоя, сопутствующее измельчению зерна, компенсируется повышением содержания молибдена в стали.
Представление об областях применения некоторых цементируемых сталей дают следующие примеры. Для тяжело нагруженных зубчатых колес применяют стали 18ХГТ, 25ХГМ, ЗОХГГ. Для изделий, требующих повышенной прочности и вязкости, применяют стали высокой прокаливаемости, такие как 20ХН2М, 12ХНЗА, 20Х2Н4А, 18Х2Н4МА. Для ответственных тяжело нагруженных деталей используют также экономнолегированные стали высокой прокаливаемости: 15ХШ2ТА, 15Х2ГН2ТА, 15Х2ГН2ТРА.
Термическая обработка цементированных деталей. Она должна обеспечить высокую твердость и износоустойчивость их поверхностного слоя, а также высокую прочность и долговечность детали в целом. В зависимости от степени ответственности изделий, размера зерна после цементации и устойчивости переохлажденного аустенита в сердцевине и в цементируемом слое применяют ту или иную обработку, непременными элементами которой являются закалка с низким отпуском. Ниже рассмотрены наиболее распространенные методы термической обработки цементированных деталей.
Закалка с цементационного нагрева — наиболее простая термическая обработка цементированных деталей. Этот способ обработки применяется редко, так как в результате непосредственной закалки не происходит измельчения зерна, выросшего в процессе цементации при высокой температуре, в легированных сталях сохраняется большое количество остаточного аустенита в цемен-тировнном слое, а изделия подвергаются значительному короблению. После закалки производится низкий отпуск при 160... 180 °C для снижения внутренних напряжений.
Непосредственная закалка с подстуживанием. Подслуживание — медленное охлаждение изделий от температуры цементации до 850...770 °C — проводят перед закалкой для уменьшения коробления и снижения количества остаточного аустенита в цементированном слое. Последнее достигается в результате выделения карбидов в наружной части слоя во время подстуживания. Темпералуру конца подслуживания выбирают с таким расчетом, чтобы обеспечить выделение такого количества карбидов, при котором после закалки сохраняется допустимое количество остаточного аустенита, и предотвратить выделение феррита в сердцевине. Такая обработка широко применяется в авто- и тракторостроении для деталей
431
(прежде всего для зубчатых колес), изготовленных из сталей, мало склонных к росту зерна аустенита — 18ХГТ, 25ХГТ и др.
Осуществление обоих вышеописанных режимов возможно только после газовой цементации.
Однократная закалка с дополнительного нагрева. В случае необходимости измельчения зерна изделия после цементации охлаждают так, чтобы произошло диффузионное превращение аустенита, а затем вновь нагревают их под закалку. Температура нагрева под закалку должна быть различной для малоуглеродистой сердцевины и цементированного слоя. Поэтому при однократной закалке невозможно измельчить зерно по всему сечению изделия. При однократной закалке температуру нагрева выбирают, руководствуясь требованиями, предъявляемыми к изделию. Если необходимо высокое качество цементированного слоя, а свойства сердцевины менее важны, закалку производят от температуры, оптимальной для высокоуглеродистого слоя (760...780 °C). При необходимости получения мелкого зерна в сердцевине закалку проводят от более высокой температуры, лежащей выше точки Ас$ для сердцевины. Поверхностный слой в этом случае закаливается с перегревом.
При назначении однократной закалки необходимо учитывать возможность образования карбидной сетки в слое при охлаждении после цементации. Для предотвращения ее появления скорость охлаждения деталей после цементации должна быть достаточно высокой. Ускоренное охлаждение после цементации может привести к закалке слоя и сохранению в нем повышенного количества остаточного аустенита. Высокий отпуск перед закалкой при 600...650 °C, вызывающий выделение карбидов из аустенита, уменьшает его количество в цементированном слое после окончательной закалки.
Двойная закалка. Первая закалка от повышенной температуры проводится для измельчения зерна в сердцевине и устранения це-ментитной сетки, если таковая образовалась в цементированном слое при охлаждении после цементации. Температура аустенитизации выбирается выше точки Act, сердцевины и чаще всего составляет 850...900 °C. Исправление структуры перегретого слоя происходит при второй закалке, проводимой от 760...780 °C. Сердцевина при этом закаливается с недогревом, но это не опасно, так как измельчение зерна в сердцевине обеспечено первой закалкой.
Двойная закалка с промежуточным высоким отпуском отличается от предыдущего варианта только высоким отпуском, проводимым между первой и второй закалками для снижения количе
432
ства остаточного аустенита в цементированном слое после второй закалки. Во время высокого отпуска остаточный аустенит, залегающий в заэвтектоидной зоне цементированного слоя, распадается с образованием ферритно-карбидной структуры. При нагреве для второй закалки карбиды растворяются не полностью, так как температура нагрева значительно ниже точки Аст, содержание углерода в аустените становится меньше, чем после окончания цементации, и количество остаточного аустенита после закалки снижается по сравнению с первой закалкой.
Оба варианта обработки с двумя закалками применяются относительно редко, только для ответственных деталей, цементированных в твердом карбюризаторе. Двухкратная закалка сопряжена с опасностью повышенного коробления деталей.
Раздельная закалка сердцевины и слоя при однократной аустенитизации. Этот режим разработан для ответственных деталей из стали 18Х2Н4ВА. После цементации изделия охлаждают до комнатной температуры, а затем подвергают ступенчатой закалке сердцевины. Температура нагрева под закалку назначается выше точки Лс3 сердцевины. Изделия закаливают в среде с температурой ниже точки Л/н сердцевины, но выше Л/н цементированного слоя. При этом происходит закалка сердцевины, а цементированный слой остается в аустенитном состоянии. После окончания изотермической выдержки изделия не охлаждают до комнатой температуры, а сразу подвергают отпуску с нагревом до 560 °C. При таком отпуске в сердцевине образуется структура сорбита отпуска, обладающая высокой ударной вязкостью, а в цементированном слое из аустенита выделяются карбиды. При охлаждении после окончания высокого отпуска в цементированном слое происходит мартенситное превращение. Далее следует окончательный низкий отпуск. Перед этим отпуском можно проводить обработку холодом, но целесообразность ее применения к цементированным деталям не бесспорна, так как некоторое количество остаточного аустенита может быть полезным.
После окончательной термической обработки структура наружной части науглероженного слоя состоит из отпущенного мартенсита и остаточного аустенита. У самой поверхности при значительной концентрации углерода могут залегать карбиды.
В случае внутреннего окисления в поверхностном слое толщиной в несколько сотых долей миллиметра обнаруживаются окислы легирующих элементов и трооститные участки, появляющиеся вследствие снижения прокаливаемости слоя и недостаточной
433
Рис. 17.15. Микроструктура цементированного слоя стали 12ХНЗА, к 120
скорости охлаждения при закалке. С удалением от поверхности в глубь слоя содержание углерода снижается, устойчивость аустенита в среднем интервале субкритических температур уменьшается и в слое появляются участки бейнита (рис. 17.15) Структура цементированного слоя оказывает существенное влияние на его свойства и свойства изделия в целом. Наибольшая прочность слоя достигается при структуре отпущенного мартенсита с некоторым количеством остаточного аустенита. Дисперсные, зернистые равномерно распределенные карбиды в наружной части слоя повы
шают его износоустойчивость, но могут снижать прочность при изгибе и сопротивление усталости. Свойства слоя резко ухудшаются при появлении продуктов внутреннего окисления и частичного превращения аустенита выше мартенситной точки. В этом случае сопротивление контактной усталости может уменьшиться в несколько раз. Роль остаточного аустенита неоднозначна. Значительное количество его снижает твердость и прочность слоя, уменьшает сопротивление усталости, но умеренное количество остаточного аустенита может быть полезным. Несомненно, что остаточный аустенит улучшает прираба-тываемость цементированных деталей. Допустимое количество остаточного аустенита существенно различно по данным разных исследователей.
Длительное время считалось, что прочность цементированных изделий с твердым и хрупким поверхностным слоем, в особенности при динамическом нагружении, обеспечивается высокой вязкостью сердцевины, достигаемой при низком содержании углерода в стали. Л.С.Мороз и С.С.Шураков установили, что более важное значение имеет не вязкость, а прочность сердцевины, для повышения которой необходимо увеличивать содержание углерода.
434
Разрушение цементированных образцов или изделий при изгибе начинается с образования трещины в науглероженном слое. Даже если это не влечет за собой немедленной поломки, возникшая трещина приведет к быстрому разрушению от усталости в случае действия циклических нагрузок. Из этого следует, что свойства цементированного слоя в значительной мере определяют прочность изделия в целом. Например, стали 40Х и 37ХН без цементации обладают близкой прочностью, поэтому значительно большая прочность цементированных образцов из стали 37ХН может быть объяснена только более высокими свойствами цементированного слоя этой стали.
Прочность цементированного слоя зависит от ряда факторов. РешаюТцее значение имеет его структура. После закалки и низкого отпуска она должна состоять из мелкоигольчатого отпущенного мартенсита с остаточным аустенитом и карбидов зернистой формы. Излишне большое количество карбидов и крупные обособленные участки остаточного аустенита снижают прочность слоя. Заметное влияние на прочность слоя оказывают легирующие элементы. В частности, очевидно благотворное влияние никеля. Увеличение содержания хрома при одиночном легировании более одного процента резко снижает прочность цементированного слоя.
Влияние свойств сердцевины на прочность цементированных изделий можно уяснить из результатов испытаний на изгиб неце-ментированных и цементированных образцов сталей 14ХН, 24ХН и 37ХН. Так как свойства цементированного слоя этих сталей должны быть одинаковыми, что и подтвердилось при испытаниях тонких пластин, подвергнутых сквозной цементации, то очевидно, что разная прочность массивных цементированных образцов (15 х 15 х ЮО мм) обусловлена различием свойств сердцевины этих сталей. Чем выше предел текучести стали, тем выше прочность (разрушающее усилие) цементированных образцов при одновременном возрастании величины прогиба. Объяснение этой зависимости предложил Н.Н.Давиленков. Напряжения по сечению цементированного образца линейно возрастают при изгибе от нуля на нейтральной оси до максимального уровня на поверхности при условии, что напряжения на границе слоя и сердцевины не превосходят предела текучести последней. При низкой твердости сердцевины в ее наружном слое развивается пластическая деформация и распределение напряжений изменяется и описывается ломаной	(рис. 17.16, о). Непосредственно перед моментом
разрушения напряжения на поверхности достигают предела проч-
435
Рис. 17.16. Эпюры напряжений при изгибе цементированных образцов с различными свойствами сердцевины (Л.С. Мороз, С.С. Шураков):
Н — толщина образца; h — толщина цементированного слоя; оц — предел прочности цементированного слоя; ат1, ат2 — пределы текучести мягкой и твердой сердцевины соответствен но
ности цементированного слоя , а их распределение по сечению образцов зависит от предела текучести сердцевины (рис. 17.16, а, б). Заштрихованные площади на этих рисунках пропорциональны моментам напряжений М\ и М2, уравновешивающим моменты внешних сил. Так как большему моменту напряжений соответствует и больший момент внешних сил и большее усилие, то очевидно, что с повышением предела текучести и твердости сердцевины прочность цементированных образцов или изделий должна возрастать.
Заметим, что на рис. 17.16 изображены упрощенные схемы распределения напряжений по сечению изгибаемых цементированных образцов. Реальные эпюры напряжений сложнее.
При определенном соотношении механических свойств слоя и сердцевины пластическая деформация последней может быть исключена вплоть до момента появления трещины в цементированном слое. Это возможно при условии, что предел текучести сердцевины будет не ниже ст*р. Значение о*Р определяется как пределом прочности слоя , так и соотношением толщины цементированного слоя h и половины толщины образца или изделия В.
436
При линейном распределении напряжений <т*р равно напряжению на границе слоя и сердцевины. Тогда
^/0,55= (о« - о«)/й, откуда следует
<т*р =	(1 - 2h/B).	(17.22)
Это соотношение определяет оптимальное сочетание свойств сердцевины и слоя, а также их толщин для образцов или изделий простой формы, подвергающихся изгибу. Из формулы (17.22) следует, что чем тоньше слой, тем прочнее должна быть сердцевина при неизменном значении <т”. Зная свойства стали и сердцевины, можно найти h/В и, при заданном В, определить необходимую толщину цементированного слоя.
Прочность цементированных изделий при динамическом изгибе определяется различными факторами в зависимости от того, происходит разрушение хрупко или вязко. Чем большая доля толщины изделия приходится на цементированный слой, тем более вероятно хрупкое разрушение. При хрупком разрушении ударная вязкость сердцевины не влияет на работу излома цементированных образцов, которая при одинаковом их размере зависит лишь от прочности цементированного слоя, что наглядно иллюстрируют экспериментальные данные, приведенные на рис. 17.17, а. Пониженная работа излома образцов из стали 40Х обусловлена меньшей прочностью цементированного слоя этой стали по сравнению с хромоникелевыми сталями. В случае вязкого разрушения при относительно тонком цементированном слое работа излома науг-лероженных образцов зависит от ударной вязкости сердцевины (рис. 17.17, б).
Долговечность цементированных изделий определяется их износоустойчивостью и усталостной прочностью. Износоустойчивость зависит от твердости поверхности, составляющей обычно 56...62 HRC, а сопротивление усталости в значительной степени определяется прочностью слоя и остаточными внутренними напряжениями. Так как удельный объем закаленного науглерожен-ного слоя больше, чем низкоуглеродистой сердцевины, то на поверхности возникают сжимающие напряжения (рис. 17.18, а), уменьшающие растягивающие напряжения от внешней нагрузки. В результате этого повышается усталостная прочность цементиро-
437
Рис. 17.17. Влияние ударной вязкости сердцевины на работу разрушения цементированных образцов при динамическом изгибе (Л .С. Мороз, С.С. Шураков):
а — образцы сечением 15 х 15 мм, толщина слоя 1,5 мм, хрупкое разрушение; б — образцы сечением 22 х 22 мм, толщина слоя 0,9...0,11 мм. Стали I4XH, 24ХН разрушались вязко, сталь 30ХН — хрупко
0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4
0	0,4	0,8
Толщина цементованного слоя, мм
а
б
Рис. 17.18. Остаточные напряжения в цементированных изделиях с малым (а, сталь 18ХГТ) и большим (б, сталь 18Х2Н4ВА) количеством остаточного аустенита (Ю.М. Лахтин, Б.Н. Арзамасов)
438
ванных изделий. Остаточный аустенит, обладающий наименьшим удельным объемом, снижает сжимающие напряжения в наружной части слоя. Наличием остаточного аустенита объясняется минимум сжимающих напряжений в слое на некотором расстоянии от поверхности (рис. 17.18, а). При значительном количестве остаточного аустенита сжимающие напряжения снижаются, существенно изменяется эпюра напряжений (рис. 17.18, 6).
Величина сжимающих напряжений на поверхности зависит также от разности удельных объемов слоя и сердцевины и, следовательно, от разности содержаний углерода в них. Поэтому содержание углерода в цементированной стали должно быть существенно ниже, чем в слое. С другой стороны, сопротивление усталостному разрушению тем выше, чем больше прочность сердцевины. Установлено, что твердость сердцевины должна находиться в пределах 35...45 HRC.
Важное значение имеет толщина слоя. Максимум усталостной прочности наблюдается при сравнительно небольшой глубине цементации, что связывают с малым количеством остаточного аустенита в слое и высокими сжимающими напряжениями. Прочность сердцевины в этом случае должна быть повышенной.
17.3. АЗОТИРОВАНИЕ
Азотирование стали — насыщение ее поверхностного слоя азотом — проводят с целью повышения твердости, износоустойчивости, стойкости против задиров, усталостной прочности и коррозионной стойкости в слабоагрессивных средах (во влажной атмосфере и пресной воде).
В зависимости от температуры азотирования и химического состава стали в диффузионной зоне образуются различные фазы: а — азотистый феррит, у — азотистый аустенит, нитриды железа (y'-Fe4N, с-фаза переменного состава, ^-FejN), карбонитрцды и нитриды легирующих элементов.
Различают низкотемпературное и высокотемпературное азотирование, границей между которыми является точка эвтектоидного у -> а + у'-превращения в системе железо—азот, протекающего при 590 °C. Стали подвергают, главным образом, азотированию при 500...540 °C, так как при более высоких температурах механические свойства азотированного слоя ухудшаются. Высокотемпературное азотирование выше 590 °C используют для повышения коррозионной стойкости сталей, а также для повышения твердо
439
сти и других механических характеристик высоколегированных сталей и специальных сплавов.
Так как низкотемпературное азотирование протекает ниже критических точек стали, то структура сердцевины не изменяется и поэтому заранее формируется термической обработкой — улучшением, проводимым до азотирования. Высокая твердость слоя создается в процессе насыщения азотом, следовательно, термическая обработка после азотирования не требуется.
Азотирование может проводиться в газовой, жидкой или твердой среде. Наиболее распространены различные разновидности газового азотирования, из которых на практике чаще применяют азотирование в частично диссоциированном аммиаке.
При азотировании легированных сталей может достигаться более высокая твердость, чем при цементации (на 100...200 HV или 1000...2000 МПа), что обеспечивает и значительно более высокую износоустойчивость. Высокая твердость азотированного слоя, достигающая 9000... 11000 МПа, сохраняется при нагреве до 400...450 °C.
Скорость низкотемпературного азотирования значительно ниже, чем скорость цементации. Поэтому толщина азотированного слоя сравнительно невелика — от 0,3 до 0,6 мм, а длительность азотирования при 500...520 °C составляет 20...60 часов. Содержание азота в насыщенном слое легированных сталей при образовании сплошной "корочки" е + у' может достигать 7...8 %.
Рассмотрим процесс азотирования в частично диссоциированном аммиаке.
Вследствие невысокой растворимости молекулярного азота в железе для насыщения используют атомарный азот, образующийся при диссоциации аммиака
NH3 -о- N + ЗН.	(17.23)
Атомарные азот и водород быстро переходят в молекулярное состояние, поэтому азотирование возможно при условии диссоциации аммиака непосредственно у поверхности азотируемых деталей.
Представив реакцию (17.23) в виде
NH3 <-> N + 3/2Н2,	(17.24)
получаем константу равновесия:
^=«^/^NH3.	d7-25)
440
Здесь йдг — термодинамическая активность азота в металле, Рн? и ^NH3 — парциальные давления водорода и аммиака в газовой фазе.
При равновесии активность азота в металле и активность насыщающей атмосферы a°N равны, поэтому из уравнения (17.23) получаем
4’^nh,/^-	<17.26>
Следовательно, при постоянной температуре, когда константа равновесия неизменна, активность насыщающей среды полно-3/2
стыо определяется величиной Т]\|н3/Лл2 > называемой азотным потенциалом атмосферы nN, или ее насыщающей способностью. Азотный потенциал атмосферы зависит от се состава, давления Р и степени диссоциации аммиака а:
тсх= [% NH3(1 - а) (100 + а % NH3)°’5/(% Н2 +
+ 1,5а% NH3)3/2] Р0’5.	(17.27)
Степень диссоциации аммиака зависит от температуры, давления, скорости протекания газа через рабочее пространство печи, площади азотируемой поверхности. Чем выше степень диссоциации, тем больше образуется атомарною азота, необходимого для насыщения стали, но, с другой стороны, при высокой степени диссоциации образуется много водорода, затрудняющего доступ атомарного азота к поверхности изделий. Поэтому каждой температуре соответствует определенная степень диссоциации, при которой количество поглощенного сталью азота максимально. Степень диссоциации аммиака регулируют, изменяя подачу его в печь: при недостаточной степени диссоциации подачу аммиака необходимо уменьшить, при излишне большой — увеличить.
Строение азотированного слоя. При азотировании железа образуются только однофазные слои, скачки концентрации азота на границах раздела которых определяются диаграммой состояний системы железо—азот (см.рис. 17.2). При охлаждении после азотирования происходят изменения структуры, обусловленные температурной зависимостью растворимости азота в е- и у-фазах, эвтектоидным превращением у-фазы или ее превращением в мар-
441
Рис. 17.19. Распределение твердости поседению азотированного слоя железа (азотирование выше 590°С, охлаждение в воде)
тенсит в случае азотирования выше 590 °C, а также эвтектоидным распадом е-фазы после азотирования выше 650 °C.
При азотировании ниже эвтектоидной температуры, т. е. ниже 590 °C, диффузионная зона состоит из слоев Е-, у'- и a-фаз. В результате медленного охлаждения до нормальной температуры во внутренней части е-слоя выделяется у'-фаза,
слой у' изменений не претерпевает, а в слое a-твердого раствора также выделяется у'-фаза. Слой а + у', образовавшийся при распаде пересыщенного а-раствора, называют зоной внутреннего азотирования.
Азотирование в интервале 590...650 °C приводит к возникновению слоев Е,у',у и а. При медленном охлаждении азотистый аустенит претерпевает эвтектоидное превращение у -> а + у', а с остальными фазами происходят те же изменения, как и при азотировании ниже 590 °C. При быстром охлаждении азотированного слоя диффузионные превращения подавляются и происходит образование мартенсита а' из азотистого аустенита с сохранением некоторого количества последнего. Дискретной структуре азотированного слоя соответствует скачкообразное изменение твердости по его сечению (рис. 17.19).
При достаточно высокой активности атмосферы в наружной части диффузионной зоны может залегать слой Fe2N (^-фаза), возникающий либо в процессе азотирования ниже 490 °C, либо при медленном охлаждении после насыщения азотом при более высоких температурах.
Как уже отмечалось в разделе 17.1, на начальных стадиях азотирования может отсутствовать слой у'-фазы, что обусловлено малой скоростью диффузии в ней. Толщина слоя Е-фазы достигает максимума при 680 °C. С повышением температуры глубина слоя е-фазы возрастает, так как диффузия в ней развивается быстрее, чем в нижележащей фазе. Область Е-фазы на диаграмме состояний
442
Рис. 17.20. Микроструктура азотированного слоя стали 38ХМЮА, *750
Fe—N быстро расширяется с повышением температуры, что приводит к возрастанию градиента концентрации в ней и к быстрому ее росту. Начиная с 680 °C пограничная концентрация СЕ/у остается постоянной (см. рис. 17.2), а область у-фазы расширяется. Вероятно, это и приводит к уменьшению толщины слоя е-фазы в случае азотирования I |ри температуре выше 680 °C.
В 2,-фазе, образующейся во время охлаждения при содержании азота в поверхностном слое более 11 %, часто наблюдаются поры, по-
явление которых обусловлено выделением газообразного азота вследствие метастабильности этой фазы. Поры в поверхностном слое снижают его твердость и предел выносливости. Поэтому азотирование проводят так, чтобы исключить образование ^-фазы. Для этого содержание азота в поверхностном слое должно быть менее 10 %.
При азотировании легированных сталей на поверхности также может возникать сплошная нитридная корочка, состоящая из легированных £ и у'-фаз, а в глубине залегает слой со сложной многофазной структурой, образованной исходными карбидами и дисперсными нитридами легирующих элементов типа AfeN, Afe2N, равномерно распределенными в a-твердом растворе (рис. 17.20).
Легирующие элементы, растворенные в феррите, влияют на термодинамическую активность азота и изменяют его растворимость. Вольфрам, молибден, хром, титан и ванадий повышают растворимость азота в феррите, алюминий и кремний не изменяют ее. Все легирующие элементы уменьшают растворимость азота в е-фазе. Предельная растворимость азота в к-фазе стали 38ХМЮА составляет 7,7 %.
В сталях, содержащих хром, молибден, вольфрам и другие элементы, часть которых растворена в феррите, образование нитри-
443
HV
Рис. 17.21. Влияние легирующих элементов на твердость е-фазы в азотированном слое (Ю.М. Лахтин, Б.Н. Арзамасов)
дов происходит путем диффузии азота и легирующих элементов. В сталях с титаном и цирконием, практически полностью находящимися в карбидах, нитриды образуются путем насыщения карбидов азотом с последующим изменением кристаллической решетки или пу
тем растворения карбидов в феррите и возникновения нитридов. Алюминий входит в состав у'-фазы (Fe, A1)4N, но не образует собственных нитридов в азотированном слое. Вследствие этого в ста-
лях с алюминием у'-фаза при азотировании может возникать в виде сплошного слоя, а также в форме пластин, залегающих внутри зерна, и в виде полос или обрывков нитридной сетки, вытянутых
вдоль поверхности изделий.
Свойства азотированного слоя. Нитриды железа имеют сравнительно невысокую твердость (см. рис. 17.19). Поскольку азотистый мартенсит образуется лишь при быстром охлаждении, то твердость азотированного слоя железа и углеродистых сталей обычно невелика. Высокая твердость азотированного слоя легированных сталей обусловлена рядом причин. Легирующие элементы значительно повышают твердость е-фазы (рис. 17.21) и особенно у'-фазы — до 1100... 1200 HV в сталях, легированных алюминием. Твердость двухфазной зоны е + у' находится в пределах от 800 до 1200 HV и несколько снижается с повышением температуры и уве
личением продолжительности азотирования.
Твердость зоны внутреннего азотирования тем больше, чем выше концентрация азота в твердом растворе. Наибольшее упрочнение этой зоны достигается в сталях, содержащих нитридообразующие элементы, и обусловлено образованием при 500...520 °C множества мельчайших зон, обогащенных азотом и когерентно связанных с твердым раствором, а при 550 °C и выше — дисперсных нитридов легирующих элементов Cr2N, Mo2N, VN. Кроме того, в легированном феррите существенно возрастает растворимость азота, что увеличивает твердорастворное упрочнение. Наивысшая твердость достигается азотированием при 500...520 °C. Существен
444
ное снижение твердости наблюдается при температурах азотирования выше 600 °C вследствие утраты когерентности предвыделе-ний и матрицы, превращения их в частицы нитридов и заметного укрупнения последних.
Распределение твердости, по глубине азотированного слоя зависит от характера легирования стали и условий азотирования. С повышением температуры возрастает толщина слоя, а снижение твердости по сечению становится менее резким. При высоком содержании хрома, титана и других элементов твердость азотиро-ваннного слоя почти нс меняется с удалением от поверхности, но резко падает при переходе к сердцевине. Все легирующие элементы заметно уменьшают толщину азотированного слоя и резко повышают его твердость.
Азотированные поверхности, имеющие высокую твердость, обладают высокой износоустойчивостью. Наибольшие ее значения имеют сплошные слои из е-фазы с минимальным содержанием азота (Fe3N) или из карбонитридной е-фазы типа Fe<2-3)(N, С), отличающиеся более высокой пластичностью. Почти такой же высокой износоустойчивостью характеризуется и у'-фаза. Высоко-азотистые пористые е- и Е,-фазы имеют пониженную износоустойчивость. Наибольшая износоустойчивость нитридной зоны достигается при кратковременном азотировании.
Зона внутреннего азотирования легированных сталей по износоустойчивости превосходит е-фазу, причем ее сопротивление изнашиванию несколько возрастает с повышением температуры обработки, а максимум износоустойчивости не совпадает с мак симумом твердости и располагается на большей глубине. Износоустойчивость зоны внутреннего азотирования низколегированных сталей невелика.
Значительное повышение усталостной прочности при азотировании обусловлено прежде всего высокими сжимающими напряжениями на поверхности, достигающими в сталях с алюминием 900... 1000 МПа, что существенно больше, чем при цементации. Однако наибольшее сопротивление усталости достигается на статях без алюминия при условии достаточно высокой прочности их сердцевины. Это происходит несмотря на то, что сжимающие напряжения выше в сталях с алюминием.
Наибольшие сжимающие напряжения возникают в нитридной зоне, но пределы выносливости образцов с нитридной зоной на поверхности или с зоной внутреннего азотирования различаются не
445
значительно. Как и при цементации, предел выносливости азотированных изделий возрастает с повышением прочности сердцевины.
Предел выносливости азотированного слоя интенсивно возрастает с увеличением его толщины примерно до 0,15...0,20 мм, после чего практически не меняется. Более общим критерием является отношение толщины слоя к радиусу детали, которое может существенно изменяться в зависимости от конструктивных особенностей изделий (около 0,01 при наличии концентраторов напряжений и до 0,2 для изделий без концентраторов). Азотирование эффективно повышает сопротивление усталости деталей с концентраторами напряжений. Зарождение усталостной трещины на азотированных деталях происходит не на поверхности, а под упрочненным слоем, при условии правильного выбора его толщины. Повышение температуры азотирования, вызывая разупрочнение сердцевины и снижение остаточных сжимающих напряжений, снижает усталостную прочность образцов и изделий.
Азотирование повышает коррозионную стойкость конструкционных сталей в пресной воде и во влажной атмосфере, но высокая коррозионная стойкость присуща только однофазному бесиористо-му е-слою. Поэтому для повышения сопротивления коррозионноусталостному разрушению азотированный слой должен иметь на поверхности сплошную зону беспористой е-фазы.
Азотируемые стали. Азотированию с целью повышения по верхностной твердости, износоустойчивости, стойкости против задиров и усталостной прочности можно подвергать самые разнообразные стали. Наиболее широко применяют азотирование для упрочнения машиностроительных улучшаемых сталей. Стали 38Х2МЮА, 38ХМФЮА, содержащие 0,7 ...1,1 % алюминия, обладают максимальной твердостью азотированного слоя — до 1100... 1200 HV. Стали с содержанием алюминия около процента и более обладают рядом недостатков: повышенным количеством неметаллических включений, склонностью к образованию волосовин и мелких трещин при прокатке. Азотированный слой таких сталей хрупок. Уменьшение содержания алюминия до 0,4...0,7 % позволяет избавиться от этих недостатков (стали 38Х2Ю, 38ХВФЮА), но при этом твердость слоя снижается до 900...950 HV.
На сталях без алюминия твердость слоя ниже и в зависимости от легированности может достигать 650...900 HV. Для повышения твердости слоя стали легируют хромом, молибденом, ванадием и титаном, а для повышения прокаливаемости дополнительно вводят марганец и никель. Изделия небольшого сечения изготав
446
ливают из низколегированных сталей, например, 40Х, 40ХА, 18ХГТ и других. Для массивных деталей или тяжелонагруженных ответственных изделий используют стали повышенной или высокой легированное™: 18Х2Н4ВА, ЗОХНЗМА, 38ХГНМ и другие.
Специально для азотарования разработаны новые сложнолегированные стали, содержащие около 0,5 % алюминия: 25ХНМФБЮ, 25ХНМЦЮ. Ниобий и цирконий, измельчая зерно, уменьшают хрупкость азотированного слоя, несмотря на одновременное повышение твердости.
Способы азотирования. Газовое азотирование. Изделия из машиностроительных сталей азотируют после механической обработки и улучшения. Температура отпуска при улучшении должна превышать температуру азотирования на 40...70 °C, что обеспечивает стабильность структуры и повышает качество слоя. Изделия сложной формы после механической обработки перед шлифованием подвергают стабилизирующему отжигу при 550...600 °C в течение 3...10 часов с целью предотвращения коробления при азотировании от напряжений, возникающих при резании.
Участки изделий, не подлежащие азотированию, защищают слоем олова толщиной 6...8 мкм, наносимого гальваническим методом. Чтобы не допустить растекания олова при температуре азотирования, детали предварительно фосфатируют. Хорошие результаты дает защита слоем жидкого стекла, просушенного при 90...120 °C в течение полутора часов.
Азотируемые поверхности должны быть тщательно обезжирены, а с поверхности коррозионно-стойких сталей необходимо удалить оксидные пленки травлением в разбавленных кислотах или введением в печь хлористого аммония или четыреххлористого углерода. Эти меры предотвращают появление мягких пятен на азотируемых поверхностях.
Азотирование конструкционных сталей в частично диссоциированном аммиаке для повышения твердости обычно проводят при 500...540 °C. Применение двухступенчатой обработки позволяет сократить длительность насыщения. Азотирование при 490...510 °C обеспечивает получение высокой твердости, а последующая выдержка при 540...550 °C необходима для ускорения наращивания толщины слоя. Степень диссоциации аммиака должна быть тем больше, чем выше температура. Толщина азотированного слоя значительно меньше, чем получаемого при цементации. Например, на стали 38Х2МЮА в результате двухступенчатой обработки (12 часов при 510 °C и 42 часа при 540 °C)
447
получается слой толщиной 0,5...0,8 мм с поверхностной твердостью около 104 МПа (-1000 HV) С целью улучшения качества слоя, исходя из экономических соображений, в печную атмосферу нередко вводят различные добавки: азот, аргон, азотный газ (N2 + 4Н2) или предварительно диссоциированный аммиак до 80 % по объему с целью предотвращения хрупкости слоя. Добавки кислорода, воздуха или паров воды ускоряют диффузию азота (содержание кислорода — около 2,5 % — должно быть таким, чтобы не вызывать окисления железа). Введение веществ, содержащих серу (сероводород, двуокись серы, серные пары 0,1...2,0 %), снижает коэффициент сухого трения и повышает противозадирную стойкость слоя (сульфоазотирование).
Охлаждение после азотирования чаще всего проводят в печи. Для ослабления хрупкости слоя иногда после насыщения азотом проводят деазотирование в атмосфере полностью диссоциированного аммиака при 520...560 °C. При этом удаляется избыточный азот, не связанный в нитриды легирующих элементов. В некоторых случаях азотированные изделия подвергают чистовому шлифованию для удаления слоя е-фазы и ликвидации коробления. В таких случаях детали должны иметь припуск.
Азотирование с целью повышения коррозионной стойкости проводят при 580...600 °C в течение 0,5...2 ч.
Азотирование в тлеющем разряде, или ионное азотирование. Ионное азотирование осуществляют в тлеющем разряде, происходящем между деталью - катодом и анодом в аммиаке, азоте или смеси азота с водородом. Тлеющий разряд протекает при пониженном давлении (от одного до десяти мм ртутного столба или 133—1330 Па), при разности потенциалов 400...1100 В. Температура при этом находится в пределах 470...580 °C. В прикатодной области образуются положительные ионы азота, бомбардирующие поверхность детали, в результате чего она нагревается, а ионы азота проникают в металл.
Азотирование в тлеющем разряде обладает рядом преимуществ, наиболее важными из которых являются: большая скорость насыщения, малые деформации деталей, сохранение высокой чистоты азотируемых поверхностей, отсутствие вредных выделений.
Защита от насыщения при ионном азотировании осуществляется путем установки экранов с таким расчетом, чтобы толщина зазора между экраном и деталью по границе области экранирования не превышала один миллиметр. На экранированных участках изделий тлеющий разряд не развивается и не происходит их насыщения.
448
17.4. НИТРОЦЕМЕНТАЦИЯ И ЦИАНИРОВАНИЕ
Нитроцементация и цианирование — это процессы совместного насыщения стали азотом и углеродом, находящие широкое применение и в ряде случаев вытесняющие цементацию. Изменяя температуру и химический состав насыщающей среды, можно в широких пределах регулировать соотношение концентраций углерода и азота в диффузионной зоне и, следовательно, влиять на свойства поверхностного слоя изделий.
Коэффициент диффузии углерода значительно увеличивается при одновременном насыщении стали азотом. С другой стороны, азот уменьшает степень насыщения стали углеродом при высоких температурах. Температура наибольшего насыщения углеродом зависит от состава активной среды (рис. 17.22). В общем, чем выше температура, тем больше доля углерода и меньше азота в диффузионной зоне.
В зависимости от температуры и состава насыщающей среды разновидности совместного насыщения стали азотом и углеродом получили следующие названия:
—	нитроцементация — насыщение углеродом (преимущественно) и азотом в газовой фазе при 700...950 °C;
—	цианирование — насыщение азотом и углеродом в расплавах смеси солей, содержащих цианистые соединения (NaCN). Различают высокотемпературное цианирование при 930...950 °C, среднетемпературное при 820...860 °C и низкотемпературное при 560...580 °C. Низкотемпературное цианирование нередко называ-
ют жидкостным, или мягким азотированием; — карбонитрация — на-
сыщение азотом и углеродом при 540...580 °C в расплавах солей, содержащих нетоксичные соединения цианаты (KCNO).
Рис. 17.22. Особенности совместного насыщения стали азотом и углеродом (А.Н. Минкевич):
а — нитроцементация в смеси 50 %СО + + 50 %NHj; б — цианирование в ванне 23...27 % NaCN
449
Нитроцементация. Структура и свойства нитроцементированного слоя существенно зависят от температуры его получения. При 700...750 °C на поверхности изделий образуется тонкая сплошная карбонитридная "корочка” с высокой твердостью и износоустойчивостью. При температуре выше Ас{ под ней залегает слой азотоуглеродистого аустенита. Суммарная толщина насыщенного слоя достигает 0,10...0,15 мм.
Чаще всего нитроцементацию проводят при 850...870 °C. При таких температурах карбонитридная "корочка” не образуется, а происходит насыщение аустенита углеродом и азотом. Продолжительность процесса составляет от 4 до 10 ч, при этом толщина упрочненного слоя находится в пределах 0,2...1,0 мм.
С повышением температуры нитроцементации насыщение азотом уменьшается (см. рис. 17.22) и при 930...950 °C структура и свойства слоя получаются почти такими же, как при цементации.
После нитроцементации требуется такая же термическая обработка, как и после цементации. Обычно проводят непосредственную закалку с подстуживанием, реже — закалку с повторного нагрева. В обоих случаях обработка завершается низким отпуском.
Структура нитроцементированного слоя после закалки и низкого отпуска состоит из отпущенного мартенсита, карбонитридов в наружной части слоя и остаточного аустенита. Кроме того, при нитроцементации нередко образуется так называемая "темная составляющая" в наружной части слоя толщиной до ~ 0,1 мм. Высказывались различные предположения о природе темной составляющей. В настоящее время наиболее вероятным считается, что она представляет собой скопление графита и оксидов хрома, марганца л кремния. Происхождение ее обусловлено диссоциацией нитридов при замещении их карбидами, окислением и графитизацией карбидов. Темная составляющая снижает усталостную прочность на 45...75 % и особенно сильно, в несколько раз, снижается контактная выносливость. Вероятность возникновения темной составляющей возрастает с увеличением толщины слоя, поэтому для ответственных изделий глубину насыщения ограничивают до одного миллиметра. При необходимости получения более толстых слоев применяют цементацию.
Нитроцементация позволяет получить более высокое качество упрочненного слоя по сравнению с цементацией, а именно:
—	повышенные значения прочности при изгибе и усталостной прочности;
—	более высокое сопротивление контактной усталости;
450
—	повышенную износоустойчивость.
Вместе с тем нитроцементация обладает рядом технологических преимуществ:
—	ускорение диффузии углерода под влиянием азота и снижение температуры а -> у-превращения позволяет понизить температуру насыщения в среднем на 80°;
—	уменьшаются деформации и коробление изделий;
—	возрастает срок службы печного оборудования.
Цианирование проводят в расплаве солей, например, 25...50 % №2СОз , 25...50 % NaCl, 20...25 % NaCN. При взаимодействии с кислородом воздуха протекают реакции:
2NaCN + О2 -> 2NaCNO;
(17.28)
2NaCNO + О2 -> Na2CO3+CO+2N; (17.29)
2СО + Fey -> Fe/C) + СО2.
(17.30)
В результате этих процессов ванна теряет активность и для ее восстановления необходима периодическая добавка NaCN. Широко применяют более дешевые ванны с цианплавом. Нейтральная часть ванны состоит из 60 % СаС12 и 40 % NaCl. К этой основе добавляют 10 % цианплава, содержащего 43...49 % Ca(CN)2,2...3 % CaCN2 , 30...35 % NaCl, 14... 16 % CaO, 4...5 % С. В ванне с цианплавом протекают следующие реакции:
Ca(CN)2 -э CaCN2 + С;
(17.31)
CaCN2 + О2 -> CaO + СО + 2N;	(17.32)
2Ca(CN)2 + ЗО2 -> 2СаО + 4СО + 4N.	(17.33)
Цианированный слой, образующийся при 820...860 °C, содержит около 0,7 % углерода и 0,4...0,5 % азота. В течение 0,5...1,5 часов получают слой толщиной 0,15...0,35 мм. Твердость слоя после непосредственной закалки и отпуска при 180...200 °C достигает 58...62 HRC.
Глубокое, или высокотемпературное цианирование при 930...950 °C позволяет получить в течение 1,5...6,0 часов слой толщиной до 0,5...2,0 мм, содержащий 0,8... 1,2 % углерода и около 0,2 % азота. После закалки с повторного нагрева (для измельчения зерна) и низкого отпуска твердость слоя находится в пределах
451
58...62 HRC, а структура состоит из отпущенного мартенсита и остаточного аустенита.
Низкотемпературное цианирование, называемое также жидкостным азотированием или углеродоазотированием, проводят при 560...580 °C. Слой, насыщенный преимущественно азотом, толщиной 0,2...0,6 мм получается при выдержке в ванне от одного до трех часов. На поверхности образуется е-карбонитрид толщиной от 1 до 25 мкм в зависимости от состава стали и ванны. После низкотемпературного цианирования термическая обработка не требуется.
Карбонитрация — разновидность низкотемпературного цианирования. Процесс заключается в насыщении поверхности стали преимущественно азотом и углеродом при 540...580 °C в ваннах, содержащих нетоксичные соединения цианаты KCNO, NaCNO. Ванну, содержащую 75...85 % KCNO и 15...25 % К2СО3, получают, либо загрузив в тигель смесь солей, либо чистый цианат KCNO. В последнем случае для получения необходимого состава ванну прогревают при 560 °C. При этом происходит окисление цианата по реакции:
2KCNO+O2 -> К2СО3 + 2N + СО.	(17.34)
Сравнив уравнения (17.29) и (17.34), нетрудно увидеть, что химизм цианирования и карбонитрации одинаков.
Структура насыщенного при карбонитрации слоя получается такой же, как при низкотемпературном цианировании. Поверхностный слой е-фазы обладает высокой твердостью (до 1000... 1050 HV) и износоустойчивостью. Имеются данные, что карбонитрация приводит к большему повышению износоустойчивости, чем азо тирование.
17.5. ДИФФУЗИОННОЕ НАСЫЩЕНИЕ СТАЛИ МЕТАЛЛАМИ
Насыщение поверхностных слоев стальных изделий некоторыми металлами — диффузионная металлизация — позволяет получить либо более высокую твердость, чем при цементации и азотировании, либо специальные свойства — высокую кратковременную жаростойкость (сопротивление окислению), коррозионную или эрозионную стойкость, либо то и другое одновременно.
Металлы образуют растворы замещения и диффундируют медленнее, чем углерод и азот. Поэтому диффузионную металлизацию проводят при более высоких температурах, чаще всего при
452
900... I 000 °C. В зависимости от необходимой толщины слоя (обычно несколько десятых миллиметра) и насыщающего элемента продол-жительость выдержки колеблется от нескольких до 10...20 часов.
Наибольшее применение получило диффузионное легирование поверхностных слоев изделий хромом {диффузионное хромирование), алюминием {алитирование) и цинком {диффузионное цинкование). Кроме того, для поверхностного насыщения используют и неметаллические элементы — кремний {силицирование) и бор {борирование).
Диффузионное насыщение сталей осуществляют следующими способами.
Насыщение изделий из порошковых смесей производится в контейнерах (ящиках), содержащих смесь порошков активных составляющих и инертных добавок. Смесь активируют соляной кислотой или хлористым аммонием. При нагревании контейнера в засыпке протекают реакции, в результате которых образуются летучие соединения (галогениды), адсорбируемые поверхностью изделий. На поверхности деталей происходят диссоциация адсорбированных молекул с образованием насыщающего элемента в атомной форме и диффузия его в металл.
Прямоточный метод отличается тем, что получение галогенидов производится в специальной реторте, а изделия располагаются в другом месте печи. Известна разновидность метода, при которой в рабочее пространство печи с деталями подаются готовые галогениды или гидриды. Метод не получил широкого распространения вследствие расслоения газовой среды (малая скорость движения газа, ламинарные потоки), приводящего к неравномерности насыщения изделий.
Циркуляционный метод основан на принудительном перемещении газовой фазы, содержащей соединения насыщающего элемента с газом-переносчиком, и использовании обратимых химических реакций. В герметичном муфеле располагают детали и емкости с порошком, содержащим насыщающий элемент. Муфель откачивают и подают в него пары галоидов или галогенидов, необходимых для образования активных соединений насыщающего элемента.
Насыщение из суспензий и паст (шликерный метод). Источник насыщающего элемента (шликер) представляет собой суспензию из дисперсных порошков в органическом жидком связующем. Шликер наносят на поверхность изделия, сушат, затем нагревают в вакууме, аргоне или воздухе. Диффузия развивается в местах контакта частиц насыщающего элемента с поверхностью изделия.
453
Насыщение из расплавов металлов и солей. Слой толщиной в несколько десятков микрометров можно быстро получить путем погружения изделия в расплав, если температура плавления металла, образующего покрытие, значительно ниже, чем металла изделия (цинкование, алитирование стали).
Метод электролиза является основным при диффузионном борировании. Процесс проводят в ваннах с расплавленной бурой. Для экономии буры в ванну можно добавлять хлористый натрий. Насыщаемое изделие является катодом, а анодом служит графитовый стержень или цилиндр, пропитанный бурой, или сам тигель. Электролизный метод применяют также при алитировании и си
лицировании.
Вакуумный метод насыщения возможен в тех случаях, когда
упругость пара насыщающего элемента при высоких температурах достаточно велика (хром, алюминий). Изделия размещают в обогреваемой вакуумной камере вблизи от контейнера с насы щающим элементом. Остаточное давление должно быть настолько малым, чтобы обеспечить длину свободного пробега сублимированных атомов насыщающего элемента, достаточную для достижения ими поверхности изделия. Адсорбированные поверхностью атомы затем диффундируют в глубь изделия.
Металлотермический метод можно рассматривать как разновидность порошкового метода. Рабочая смесь состоит из порошков оксидов насыщающего элемента, алюминия, балластной добавки и активатора. В качестве балласта используют А^СД, поглощающий избыточную теплоту алюмотермической реакции. Атомы на-
Расстояние от поверхности ----->•
сыщающего элемента, образовавшиеся в результате восстановления его оксида в ходе алюмотермической реакции, диффундируют в металл. Возможно насыщение поверхности изделий избытком алюминия совместно с основным насыщающим элементом.
Рис. 17.23. Схема распределения углерода и хрома по сечению диффузионной зоны при хромировании стали с повышенным содержанием углерод;!
454
В качестве примера диффузионной металлизации рассмотрим формирование структуры при диффузионном хромировании. Насыщение хромом поверхностных слоев стали применяют для повышения твердости, износоустойчивости, усталостной прочности, коррозионной стойкости и жаростойкости (последнее — при кратковременной эксплуатации).
Структура хромированного слоя зависит, при прочих равных условиях, от содержания углерода в стали. Если допустить, что диффузия углерода на значительные расстояния при хромировании не протекает, то насыщение хромом малоуглеродистых сталей при 950... 1100 °C может приводить к образованию в диффузионной зоне хромистого феррита, двухфазного а + у слоя и хромистого
Рис. 17.24. Разрез диаграммы состояний системы железо—углерод—хром при 950°С
455
аустенита. Процесс начинается с повышения содержания хрома в аустените. Эта стадия продолжается до достижения предела растворимости. Начиная с этого момента, на поверхности происходит образование хромистого феррита и возникает двухфазный а + у слой. По мере дальнейшего насыщения хромом количество феррита возрастает, а аустенита уменьшается. Наконец, аустенит исчезает и на поверхности возникает сплошной слой феррита, столбчатые кристаллы которого растут в глубь металла.
В действительности при насыщении стали хромом происходит встречная диффузия углерода, причем углерод диффундирует значительно быстрее хрома. В двухфазном а + у слое углерод диффундирует в у-фазе от участков, расположенных ближе к поверхности, в глубину слоя. Эта диффузия приводит к смещению границ двухфазного слоя навстречу друг другу, в результате чего двухфазный слой исчезает или совсем не образуется.
При хромировании сталей со средним и высоким содержанием углерода на поверхности образуется сплошная карбидная корочка (рис. 17.23). Слой у + к не возникает вследствие интенсивной встречной диффузии углерода, одновременно приводящей к возникновению под слоем карбидов области, обедненной углеродом. Анализ изотермического разреза системы Fe—Сг—С показывает, что возникновение карбидного слоя будет происходить в сталях с содержанием углерода, превосходящим таковое в точке а (рис. 17.24). Нетрудно видеть, что при содержании углерода меньше соответствующего точке б на поверхности стали будет возникать слой карбида (Сг, Fe)7C3, а при более высокой его концентрации сначала должен возникать слой цементитного карбида (Fe, Сг)3С, превращающийся затем в карбид (Сг, Fe)7C3.
456
Глава 18
ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ
Повышение прочности конструкционных металлических материалов — одна из актуальных проблем современной техники. Применение высокопрочных материалов позволяет повысить надежность и долговечность конструкций и изделий, уменьшить их металлоемкость. Важно подчеркнуть, что во многих случаях недостаточно получить тем или иным методом высокие значения прочностных характеристик; необходимо, чтобы высокопрочный материал не был хрупким, обладал достаточным уровнем пластичности и вязкости. Проблема создания высокопрочных материалов всегда была и проблемой уменьшения их склонности к хрупким разрушениям.
Одним из методов упрочнения сталей является термомеханическая обработка (ТМО). Она представляет собой совокупность операций пластической деформации и термической обработки, при которых структурные изменения, происходящие при фазовых превращениях, протекают в условиях повышенной плотности дефектов кристаллического строения, созданной пластической деформацией.
Ряд режимов термомеханической обработки могут обеспечить наряду с высокими прочностными свойствами повышенную пластичность и вязкость. Нередко использование ТМО позволяет получить комплекс механических свойств, который не может быть достигнут способами обычной термической обработки и традиционного легирования. В качестве примера на рис. 18.1 приведена диаграмма зависимости между одной из характеристик трещино-стойкости — критическим коэффициентом интенсивности напряжений A|ch пределом текучести <т0 2, построенная О.Н. Романивом для конструкционных сталей. Центральная вытянутая полоса 7 характеризует достигаемые сочетания 7<|с и о0 2 для сталей со средним и повышенным содержанием углерода, подвергнутых закалке на мартенсит и отпуску. Область 2 на диаграмме отражает возмож-
457
Рис. 18.1. Обобщенная диаграмма зависимости вязкости разрушения от предела текучести для конструкционных сталей. Испытания при комнатной температуре (О.Н. Романив):
1 — стали со средним и повышенным содержанием углерода; 2 — малоуглеродистые стали; 3 — стали, подвергнутые ТМО
ность низкоуглеродистых сталей. Применение одной из разновидностей ТМО — высокотемпературной термомеханической обработки (область 3) позволяет для ряда сталей получить наиболее благоприятное сочетание /qc и г>0 2-
К ТМО нельзя относить любые
совмещения пластической деформации и термической обработки. Так, если пластическая деформация не оказала влияния на формирование структуры при фазовом превращении, протекающем в процессе осуществления термической обработки, то такое сочетание пластической деформации и термической обработки не является термомеханической обработкой.
Варьируя условиями деформирования при ТМО, можно изменять плотность и характер распределения дефектов кристаллического строения, что позволяет управлять структурой и свойствами стали в широких пределах.
Дефекты кристаллического строения существенно влияют на характер протекания фазовых превращений. Пластическая деформация может значительно ускорять образование новых фаз при нормальном диффузионном превращении. Если дефекты кристаллического строения (дислокации, дефекты упаковки и т. д.) служат местами предпочтительного образования зародышей (гетерогенное зарождение), то в стали, подвергнутой пластической деформации, при превращении возрастает число зародышевых центров. Пластическая деформация обычно интенсифицирует диффузионные процессы. Во-первых, это обусловлено увеличением концентрации вакансий в деформированном сплаве. Во-вторых, может облегчаться диффузия вдоль образовавшихся при пластической деформации дислокаций и других дефектов. Увеличение подвижности атомов способствует увеличению числа зародышевых центров при их гомогенном зарождении.
458
Логарифм времени —►
Логарифм времени —►
Рис. 18.2. Схемы термомеханической обработки:
1 — высокотемпературная термомеханическая обработка; 2 — низкотемпературная термомеханическая обработка; 3 — термомеханическая обработка с деформацией в перлитной области; 4 — термомеханическая обработка с деформацией в бейнитной области
Ввиду интенсификации диффузионных процессов в деформированном сплаве может не только ускоряться формирование зародышей, но и увеличиваться скорость их роста. В то же время следует учитывать, что на диффузионную подвижность углерода пластическая деформация оказывает сложное влияние. Она не только может ускорять диффузию этого элемента, но в ряде случаев и тормозить ее, что обусловлено взаимодействием атомов углерода с дефектами кристаллического строения.
На сдвиговое мартенситное превращение пластическая деформация оказывает двойственное влияние: ускоряет его при малых степенях обжатия и замедляет при больших (см. раздел 5.3).
Существует большое количество разновидностей термомеханической обработки сталей. Их можно разделить на следующие группы (рис. 18.2).
1.	Режимы термомеханической обработки, при которых деформация осуществляется в аустенитном состоянии. К этой группе относятся наиболее известные и изученные методы упрочнения: высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО) и низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО).
2.	Термомеханическая обработка с деформацией в ходе превращения переохлажденного аустенита.
3.	Режимы термомеханической обработки, связанные с деформацией, осуществляемой после превращения аустенита в мартенсит или бейнит. Примером такой обработки является метод упрочнения, связанный с деформационным старением мартенсита.
459
Для упрочнения сталей могут применяться различные комбинации режимов термомеханической обработки: например, ВТМО с НТМО, ВТМО с деформационным старением мартенсита и другие. Термомеханическая обработка чаще всего является окончательной операцией при изготовлении деталей. Но она может использоваться и как предварительная операция, которая обеспечивает формирование благоприятной структуры при проведении окончательной термической обработки, включающей закалку на мартенсит и отпуск.
Прежде чем рассмотреть сущность основных видов термомеханической обработки, остановимся на некоторых закономерностях структурообразования при пластической деформации.
18.1. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ПРИ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Пластическая деформация сопровождается увеличением плотности дислокаций. Если в отожженных металлах плотность дислокаций не превышает 106...108 см“2, то после интенсивной холодной деформации она возрастает до 1О11...1О12 см-2. Одним из факторов, от которых зависит характер возникающей при пластической деформации дислокационной структуры, является температура деформирования. Она определяет особенности перестройки дислокаций в ходе пластической деформации.
Напомним, как осуществляется низкотемпературная (холодная) пластическая деформация. В поликристаллах обычно уже при небольших степенях деформации (1...5 %) в каждом зерне действует несколько систем скольжения. Дислокации, перемещаясь в своих плоскостях скольжения, скапливаются у препятствий. Такими препятствиями могут служить включения, частицы другой фазы, границы зерен, места пересечения дислокаций разных систем скольжения. Дальнейшее движение дислокации могут осуществлять, лишь покидая плоскости скольжения путем поперечного скольжения. Выходя из своих плоскостей скольжения, дислокации взаимодействуют между собой, образуя дислокационные сплетения (клубки). С увеличением степени деформации и ростом плотности дислокаций их сплетения постепенно трансформируются в стенки ячеек и возникает ячеистая структура. У многих металлов и сплавов такая субструктура начинает формироваться при относительно небольших степенях деформации (5...10 %). Чем ниже энергия дефектов упаковки, тем при больших обжатиях появляет
460
ся ячеистая структура. В зависимости от многих факторов (температура и степень деформации, состав сплава и т. д.) средний размер ячеек колеблется в пределах 0,2...3,0 мкм, а угол разориен-тировки между соседними ячейками изменяется от нескольких угловых минут до нескольких градусов.
Особенность ячеистой структуры заключается в том, что с увеличением степени деформации ячейки уменьшаются до некоторого предела. Значительное изменение их размеров наблюдается при относительно небольших степенях деформации. При средних или больших деформациях размеры ячеек изменяются несущественно, в основном происходит рост плотности дислокаций в стенках ячеек и увеличение углов разориентировки между ячейками.*
Если в случае пластической деформации при низких температурах существенное влияние на перестройку дислокационной структуры оказывает поперечное скольжение дислокаций (их винтовых компонент), то при высоких температурах, когда процессы самодиффузии получают широкое развитие, в формировании дислокационной структуры определяющую роль играет переползание дислокаций (их краевых компонент).
Высокотемпературная деформация обеспечивает образование субзеренной структуры. Субзерна разделены малоугловыми границами в виде плоских дислокационных сеток. Размеры элементов и величина разориентировок для субзеренных и ячеистых структур меняется в близких пределах. Но разориентировка на границе между субзернами локализована по ширине на расстоянии нескольких периодов решетки, в то время как такая же по величине разориентировка между ячейками накапливается на расстоянии в десятки и сотни периодов решетки. Наряду с образованием субзеренной структуры во время деформирования при высоких температурах может происходить миграция большеугловых границ, а также проскальзывание по границпм зерен.
Как показали работы М.В. Якутовича, для низкотемпературного и высокотемпературного деформирования пластичных поликри-сталлических материалов характерны различные типы диаграмм растяжения (рис. 18.3). При низкотемпературном растяжении (кривая 7) снижению деформирующего усилия в момент начала образования на образце шейки предшествует длительный участок
*3десь не рассматриваются особенности структурных изменений при образовании деформационных полос и полос сдвига, а также при двойниковании.
461
Деформация, %
Рис. 18.3. Кривые растяжения поликристалли-ческого кадмия (М.В. Якутович)
равномерной деформации, сопровождающийся ростом нагрузки (деформационным упрочнением). Диаграммы, полученные при высокотемпературном растяжении, имеют свою принципиальную особенность (кривая 2). Рост нагрузки имеет место лишь в начальный период нагруже
ния, а далее следует область, где деформация протекает очень долго при непрерывно снижающемся усилии и лишь затем происходит быстрый спад нагрузки, связанный с образованием шейки. Такой вид диаграммы обусловлен тем, что во время высокотемпературного деформирования происходит не только упрочнение материала, но и интенсивное развитие получают процессы разупрочнения.
В зависимости от температуры деформирования принято различать холодную, теплую и горячую деформацию. Для технически чистых металлов и сплавов пластическая деформация считается холодной при ее осуществлении ниже 0,3Тпл и теплой, если она проводится в интервале (0,3...0,6)Тпл. Пластическая деформация при температурах выше (0,6...0,7) Уф, является горячей деформацией (М.Л. Бернштейн). Наиболее часто при осуществлении термомеханической обработки стали подвергают теплой или горячей деформации.
Теплая деформация. При теплой деформации так же, как и при хо лодной, чаще всего наблюдается формирование ячеистой структуры (рис. 18.4, а). Повышение температуры деформирования ввиду увеличения энергии дефектов упаковки сопровождается облегчением поперечного скольжения дислокаций. Кроме того, во время деформации при повышенных температурах все большую роль в перестройке дислокационной структуры начинает играть переползание дислокаций. Все это приводит к тому, что при такой деформации образование ячеистой структуры облегчается, причем с повышением температуры деформирования наблюдается рост размеров ячеек, а их стенки становятся уже. Наряду с ячеистой структурой в процессе теплой деформации может начать формироваться и субзеренная структура.
462
Рис. 18.4. Ячеистая и субзеренная структура аустенитной стали, деформированной на 30 % при 600 (а) и 1000°С (б) соответственно, х 15000, и зубчатая граница зерна (в), х800
На образование субструктуры при теплой деформации оказывает воздействие ряд факторов. Во-первых, при повышенных температурах деформации может происходить интенсивное взаимодействие дислокаций с атомами примесей. Этот процесс затрудняет перераспределение дислокаций и образование ячеистой структуры. Повышение температуры сопровождается снижением сопротивления пластическому деформированию. Но в температур
463
ном интервале, где взаимодействие движущихся дислокаций с примесными атомами происходит особенно интенсивно, деформирующее напряжение может возрастать, т. е. может наблюдаться эффект динамического деформационного старения. Во-вторых, на дислокационную структуру могут оказывать влияние фазовые превращения, если таковые протекают в температурном интервале осуществления теплой деформации.
Горячая деформация. Как было сказано выше, в ходе горячей (высокотемпературной) деформации осуществляются два конкурирующих процесса — упрочнение и разупрочнение. Соотношение между этими процессами, так же как и характер фор мирующейся структуры, зависят от таких параметров, как температура, скорость и степень деформации, а также от состава деформируемого сплава.
Для анализа особенностей поведения материала при горячей деформации широко используют диаграммы деформации, ностро енные в координатах истинное напряжение—истинная деформация. Форма кривых деформации бывает весьма различной в зависимости от характера развития процессов разупрочнения. Напряжение течения с увеличением степени деформации сначала может расти, достигая определенного значения, и далее сохраняется постоянным. Стадия деформации, на которой напряжение практически не изменяется, называется установившейся стадией. Этой стадии соответствует динамическое равновесие между количеством возникающих и аннигилирующих дислокаций. Существует и другой вид кривых деформаций. Как и в первом случае, напряжения растуг с увеличением степени деформации до определенного уровня, но затем происходит их спад и лишь после этого наступает установившаяся стадия. На этой стадии деформации напряжения могут оставаться практически неизменными, а могут и осциллировать около некоторого среднего значения. Из рис. 18.5 следует, что чем выше температура и меньше скорость деформации, тем ниже напряжения течения на установившейся стадии. Одновременно уменьшается и степень деформации, при которой наступает эта стадия.
В процессе обычной горячей обработки давлением стали чаще всего деформируют в интервале 1250...1000 °C. При специальных видах обработки (ТМО, контролируемая прокатка) деформация может осуществляться и при более низких температурах. Истинная скорость деформации зависит от способа деформирования (прокатка, штамповка и т д.) и вида применяемого оборудования и меняется в широких пределах от 0,01 до 1000 с-1.
464
Рис. 18.5. Влияние скорости (а) и температуры (б) деформации на вид диаграмм деформации стали с 0,68 %С:
а — деформация при 915"С; б — деформация со скоростью 1,3 • КГ3 с-1
Для характеристики взаимосвязи основных параметров горячей деформации предложены различные зависимости. Связь между температурой и скоростью деформации удобно описывается с помощью параметра Холломона—Зинера Z, который также называют температурно-скомпенсированной скоростью деформации:
Z= ё ехр(ДН/ЛТ),
(18.1)
где ё — истинная скорость деформации; ДЯ— энергия активации горячей деформации.
Между напряжениями и скоростью горячей деформации существует два вида зависимости: степенная
Z=Axun
и экспоненциальная
Z= Л2ехрРст,
(18.2)
1*8.3)
где Л|, • Л2, лир — константы, независящие от напряжений. Степенная зависимость обычно наблюдается при низких напряжениях. При высоких напряжениях чаще реализуется экспоненциальная зависимость.
465
Разупрочнение во время горячей деформации происходит за счет возврата и рекристаллизации. Они получили название динамического возврата и динамической рекристаллизации в отличие от статического возврата и статической рекристаллизации, протекающих при отжиге после холодной деформации. Динамический возврат включает в себя движение, взаимодействие, перераспределение и аннигиляцию точечных дефектов, дислокаций и малоугловых границ в условиях непрерывно происходящей деформации. Динамическая рекристаллизация заключается в формировании и движении в процессе деформации большеугловых границ зерен.
Особенности формирования субструктуры при горячей деформации с учетом динамического возврата можно представить следующим образом. На начальных стадиях деформации, когда наблюдается интенсивное деформационное упрочнение, плотность дислокаций растет; они образуют сплетения, а также ячейки. Такую структуру обычно называют структурой горячего наклепа. При дальнейшем деформировании, когда еще происходит рост напряжений, но уже получают определенное развитие процессы разупрочнения, связанные с перераспределением дислокаций, в структуре начинают появляться субзерна. По мере развития деформации структура горячего наклепа постепенно заменяется субзсренной. Сначала преобладают сильно вытянутые субзерна, границы которых параллельны плоскостям скольжения (рис. 18.4, б). Увеличение степени деформации приводит к появлению равноосных субзерен, которые не имеют четкой направленности границ. На установившейся стадии горячего деформирования субструктура полностью состоит из равноосных субзерен. При этом зерна, в которых сформировалась такая субструктура, могут быть сильно вытянуты вдоль направления деформации. Отметим, что переход от стадии деформационного упрочнения к установившейся стадии в случае развития динамического возврата может осуществляться при отсутствии снижения или при малом уменьшении напряжений.
Средний размер субзерен, их разориентировка при деформации на установившейся стадии остаются неизменными. Такой эффект может быть объяснен протеканием процессов реполигонизации, который заключается в рассыпании субграниц и новом их формировании. С повышением температуры и снижением скорости деформации увеличиваются размеры субзерен и растет степень их совершенства. Зависимость среднего размера субзерен (dc),
466
образовавшихся на установившейся стадии, от условий деформации хорошо описывается через параметр Холломона—Зинера:
= В + klnZ,	(18.4)
где В и к — константы.
При определенных условиях деформирования (высокие температуры, небольшие скорости деформации) наряду с динамическим возвратом получает развитие динамическая рекристаллизация. Ее особенность заключается в том, что она не приводит к полному устранению субструктуры, как это имеет место в случае статической рекристаллизации, происходящей при отжиге холоднодеформиро-ванного металла. Возникшие при динамической рекристаллизации новые зерна во время своего роста подвергаются деформации и в них формируется субструктура. Плотность дислокаций увеличивается до критической величины, после чего происходит новый цикл рекристаллизации, за которой опять следует образование субструктуры. Особенно наглядно динамическую рекристаллизацию можно наблюдать на монокристальных образцах (рис. 18.6).
Рис. 18.6. Развитие динамической рекристаллизации в монокристалле никелевого сплава, деформированного при 1200°С (В.И. Левит) *500
467
Образование динамически рекристаллизованных зерен может протекать по двум механизмам. Наиболее часто их зарождение осуществляется на большеугловых границах путем их выгибания (механизм Бейли-Хирша). При высоких скоростях деформации формирование зародышей может происходить в результате коалесценции субзерен.
Появление рекристаллизованных зерен наблюдается после достижения критической деформации енр на стадии деформационного упрочнения. Пока динамическая рекристаллизация не получила еще существенного развития, напряжения течения при деформировании могут продолжать расти. Но когда возникает значительный объем рекристаллизованных участков с низкой прочностью, то напряжение течения падает, причем происходит более резкое разупрочнение, чем в случае динамического возврата. Далее следует установившаяся стадия деформации, на которой могут многократно протекать циклы динамической рекристаллизации. Этой стадии соответствует появление равноосных зерен с неизменным средним значением величины зерна.
С ростом температуры и снижением скорости деформации (Z уменьшается) величина Енр становится меньше, а развитие динамической рекристаллизации облегчается.
Характер изменения напряжения течения на установившейся стадии при развитии динамической рекристаллизации бывает различным. При пониженных температурах и больших скоростях деформации (большие значения Z) установившейся стадии обычно соответствует постоянное напряжение течения. Для высоких температур и малых скоростей деформации (малое значение Z) характерной на установившейся стадии является осцилляция напряжений.
Одно из объяснений такого эффекта предложено М. Лутоном и С. Селларсом. Ими предположено, что вид кривой деформации зависит от соотношения между величиной критической деформации (енр), необходимой для начала рекристаллизации, и величиной деформации ех, соответствующей реализации полного цикла рекристаллизации. При этом считалось, что во время деформирования при протекании в одних объемах процессов разупрочнения в других объемах могут происходить процессы упрочнения. При Енр > ех полный цикл рекристаллизации успевает заканчиваться раньше, чем начинается новый цикл. Тогда процессы упрочнения и разупрочнения проявляются на кривой деформации: она имеет волнистый вид. Когда Енр < ех, то последующий цикл рекристаллизации начинается раньше, чем заканчивается предыдущий. При
468
таком наложении циклов, когда процессы упрочнения и разупрочнения совершаются одновременно, напряжение течения на установившейся стадии не осциллирует.
Важно подчеркнуть, что в результате динамической рекристаллизации в горячедеформированном металле возникает неоднородная субструктура. В тех участках, в которых рекристаллизация прошла раньше, успевает возникнуть высокая плотность дислокаций и сформироваться развитая субзеренная структура. В других участках, где рекристаллизация прошла позже, плотность дислокаций может быть невысокой, а субзерна еще не успевают образоваться.
На протекании процессов разупрочнения в ходе горячей деформации в существенной мере влияет энергия дефектов упаковки. Чем она выше, тем легче осуществляются поперечное скольжение и переползание дислокаций, а, следовательно, интенсивнее идет динамический возврат. При этом образуется более совершенная субзеренная структура. И, наоборот, снижение энергии дефектов упаковки затрудняет протекание динамического возврата и способствует развитию динамической рекристаллизации.
Процессы разупрочнения при деформировании могут быть затруднены, если в структуре присутствуют дисперсные выделения. Особенно существенно динамический возврат и динамическая рекристаллизация тормозятся тогда, когда образование дисперсных выделений происходит непосредственно в процессе деформирования.
Важной особенностью структуры, формирующейся при горячей деформации, является искаженность (зубчатость) на границах зерен (см. рис. 18.4, в). Образование зубчатости можно связать с развитием начальных стадий динамической рекристаллизации, сопровождающейся миграцией большеугловых границ. Неодинаковые условия деформации в приграничных объемах разных зерен приводят к тому, что локальная плотность дислокаций по обе стороны большеугловой границы будет различна. Миграция границ осуществляется в сторону повышенной плотности дефектов. Распределение структурных несовершенств вдоль мигрирующей границы неоднородно, что предопределяет неравномерное ее перемещение и появление выступов в местах с наиболее высокой плотностью дислокаций.
Большинство процессов горячей деформации осуществляется за несколько операций; пластическая деформация может чередоваться с паузами от нескольких секунд до нескольких минут. Во время последеформационных пауз или при охлаждении после
469
окончания деформации может происходить разупрочнение деформированной стали. Оно осуществляется за счет статического возврата, статической рекристаллизации и метадинамической рекристаллизации.
Первые два процесса развиваются так же, как и при отжиге хо-лоднодеформированного металла. Метадинамическая рекристаллизация присуща только горячей деформации, причем она наблюдается лишь в том случае, если во время горячей деформации получает развитие динамическая рекристаллизация. Если деформация прервана в тот момент, когда не завершилась стадия динамической рекристаллизации, то в металле имеется много зародышей рекристаллизации, которые не успели подвергнуться значительной деформации. Они оказываются способными к росту сразу же после окончания деформации. Поэтому в отличие от статической метадинамическая рекристаллизация не имеет инкубационного периода.
Характер протекания процессов разупрочнения при последе-формационных паузах зависит от того, на какой стадии была прервана горячая деформация. Если деформация была осуществлена с небольшими обжатиями и в деформированном металле возникла сравнительно невысокая плотность дислокаций, то при паузах получает развитие только статический возврат. Рост плотности дислокаций при увеличении степени деформации на стадии деформационного упрочнения приводит к тому, что во время после-деформационных пауз наряду со статическим возвратом протекает статическая рекристаллизация. После больших деформаций, сопровождающихся развитием динамической рекристаллизации, при паузах могут развиваться как статические возврат и рекристаллизация, так и метадинамическая рекристаллизация. Так как метадинамическая рекристаллизация протекает с высокой скоростью, то не исключены случаи, когда статическая рекристаллизация вообще не успевает развиться и разупрочнение во время последефор-мационных пауз в основном происходит за счет статического возврата и метадинамической рекристаллизации.
Чем выше температура деформации, тем больше скорость разупрочнения при последеформационных выдержках или охлаждении. Интенсивность протекания процессов разупрочнения после окончания деформации в существенной мере зависит от характера легирования стали. Их развитие резко тормозят дисперсные выделения (карбиды, нитриды).
470
18.2. ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
Высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО) заключается в совмещении горячей пластической деформации аустенита с последующей закалкой на мартенсит (см. рис. 18.2). Цель закалки заключается не только в получении мартенситной структуры, но и в исключении развития рекристаллизации горя-чедеформ про ванного аустенита. Окончательной операцией при ВТМО является отпуск. Использование ВТМО обеспечивает повышение прочностных свойств многих сталей и, что особенно важно, при применении такой обработки одновременно удается сохранить на высоком уровне характеристики пластичности, вязкости и сопротивления хрупкому разрушению или даже увеличить их.
При разработке режимов ВТМО необходимо учитывать, что горячая деформация оказывает следующие воздействия на фазовые превращения и структурные изменения при закалке и отпуске.
1.	Под действием горячей пластической деформации изменяется устойчивость переохлажденного аустенита. Горячая деформация интенсифицирует диффузионное превращение, что проявляется в уменьшении инкубационного периода и увеличении скорости распада (рис. 18.7). При этом часто наблюдается смещение мини-
Рис 18.7. Диаграмма и кинетические кривые изотермического распада переохлажденного аустенита в стали 40Х2НЗМ:
1 и 2 — 3 и 50 % продуктов распада соответственно.
Сплошная линия — без деформации; штриховая — деформация 30 %
471
мума устойчивости переохлажденного аустенита в область более высоких температур.
Интенсифицирующее влияние горячей деформации на диффузионное превращение связано в основном с ускорением диффузии углерода и легирующих элементов и облегчением перестройки решетки. В результате происходит более быстрое зарождение и рост образующихся фаз. Кроме того, повышенная плотность дислокаций и наличие субграниц в горячедеформированном аустените приводят к увеличению мест предпочтительного образования зародышей феррита и цементита.
На промежуточное превращение горячая деформация оказывает противоположное действие: инкубационный период возрастает, а скорость и полнота распада уменьшаются. На сталях, у которых температурные интервалы диффузионного и бейнитного распада разделены зоной повышенной устойчивости переохлажденного аустенита, после горячей деформации часто наблюдается снижение верхней границы бейнитного превращения (точки Вн).
Причины замедления бейнитного превращения под действием горячей деформации окончательно не выяснены. Одна из основных причин наблюдаемой закономерности, по-видимому, заключается в том, что субструктура, формирующаяся в горячедеформированном аустените, эффективно тормозит мартенситную стадию бейнитного превращения. Другая возможная причина — образование сегрегаций углерода на элементах субструктуры горяче-деформированного аустенита, что должно затруднять его перераспределение перед мартенситной стадией. Не исключено также, что для развития бейнитого превращения в горячедеформированном аустените необходим более значительный отвод углерода от фронта растущих кристаллов бейнитной а-фазы.
Изменение устойчивости переохлажденного аустенита под действием горячей пластической деформации вызывает изменение прокаливаемости сталей, подвергаемых ВТМО, причем перлитная прокаливаемость уменьшается, а бейнитная, наоборот, растет.
2.	При мартенситном превращении происходит наследование субструктуры горячедеформированного аустенита. Эффект наследования проявляется вне зависимости от морфологического типа мартенсита. При ВТМО не только повышается плотность дислокаций в мартенсите, но и происходит измельчение мартенситных кристаллов. После такой обработки наблюдается большая однородность размеров пакетов и кристаллов мартенсита, по сравнению с недеформированным состоянием. В сталях, в которых при
472
закалке происходит совместное образование пакетного и двойникованного мартенсита, в случае ВТМО доля пакетного мартенсита, как правило, увеличивается за счет двойникованного.
В зависимости от ряда факторов при охлаждении после горячей деформации может происходить как повышение, так и снижение точки Мн. У сталей с повышенным содержанием углерода, у которых мартенситный интервал расположен относительно низко, снижение точки Мн после ВТМО сопровождается заметным увеличением количества остаточного аустенита. В сталях, где мартенситная точка Мн находится при достаточно высоких температурах, после горячей деформации во время охлаждения в мартенситный интервал следует ожидать интенсификации процессов самоотпуска мартенсита.
3.	При низком отпуске повышенная плотность дислокаций, наследуемая мартенситом из горячедеформированного аустенита, способствуя увеличению числа мест зарождения карбидной фазы, обеспечивает образование более дисперсных карбидных частиц по сравнению с обычной термической обработкой. Под действием горячей деформации температурный интервал распада остаточного аустенита смешается в сторону более низких температур отпуска.
В легированных сталях, упрочненных термомеханической обработкой, более высокая плотность дислокаций и большая дисперсность карбидных частиц в сравнении с недеформированным состоянием может сохраняться до весьма высоких температур отпуска (500 °C и более). При ВТМО вторичнотвердеющих сталей во время высокого отпуска происходит интенсификация выделения специальных карбидов.
Наиболее удобными для ВТМО являются среднелегированные стали. На нелегированных или малолегированных сталях осуществление ВТМО во многих случаях затруднено из-за сложности подавления процессов разупрочнения как при деформировании, так и при последующем охлаждении. При проведении ВТМО высоколегированных сталей также встречаются осложнения. Аустенитизацию таких сталей с целью более полного растворения карбидов осуществляют при значительно более высоких температурах, чем те, при которых проводят деформирование при ВТМО. Во время подстуживания изделий от температуры аустенитизации до температур деформации, во время деформирования, последеформа-ционных паузах может происходить выделение малодисперсных карбидов и ощутимое обеднение аустенита углеродом и легирую
473
щими элементами, что отрицательно влияет на комплекс свойств, формирующихся при закалке и окончательном отпуске.
При анализе состава сталей, предназначенных для термомеханического упрочнения, следует учитывать, что их легирование должно обеспечить:
—	затруднение развития рекристаллизационных процессов при горячей деформации и последующих вынужденных последефор-мационных паузах и охлаждении при закалке;
—	необходимую прокаливаемость;
—	устойчивость эффекта термомеханического упрочнения при отпуске.
Особенно существенное влияние ВТМО на механические свойства следует ожидать, когда упрочняемые стали подвергают окончательному низкому отпуску. В низкоотпущенном состоянии при использовании ВТМО часто реализуются одновременное повышение прочности и сопротивления хрупкому разрушению.
Дополнительное упрочнение низкоотпущенных сталей при ВТМО обусловлено в первую очередь наследованием мартенситом возникающей при горячей деформации аустенита дислокационной структуры. Определенный вклад в упрочнение вносят измельчение кристаллов и пакетов мартенсита, а также выделение при отпуске более дисперсной карбидной фазы.
Характер влияния ВТМО на сопротивление хрупкому разрушению низкоотпущенных сталей в основном зависит от двух противоположно действующих факторов. С одной стороны, рост плотности дислокаций, измельчение частиц карбидов могут снижать сопротивление хрупкому разрушению. С другой — получение после ВТМО более однородной структуры отпущенного мартенсита должно положительно сказываться на сопротивлении хрупкому разрушению, так как при этом уменьшается число мест, в которых при нагружении преждевременно возникают высокие пиковые напряжения, приводящие к зарождению микротрещин.
Наилучшее сочетание механических свойств низкоотпущенных сталей при ВТМО обеспечивают режимы деформации, при которых формируется однородная субзеренная структура. Но в ряде случаев нельзя исключать возможность использования при термомеханическом упрочнении субструктур, не имеющих совершенного субзеренного строения. Структуры, возникающие при динамической рекристаллизации, наименее благоприятны для ВТМО из-за своей значительной неоднородности, но иногда и они позволяют получить достаточно высокий комплекс свойств. В конечном ито
474
ге целесообразность создания при горячей деформации тех или иных структур должна определяться особенностями эксплуатации упрочняемых изделий.
При выборе режима деформации при ВТМО с целью получения благоприятного сочетания прочности, пластичности и сопротивления хрупкому разрушению необходимо учитывать следующее.
— Деформацию желательно проводить при температурах, при которых облегчено образование субзеренной структуры. Но излишне высокая температура деформирования нецелесообразна из-за возможности развития рекристаллизации как во время деформации, так и при последующем охлаждении, что приводит к уменьшению или почти полному исчезновению эффекта термомеханического упрочнения. При низких температурах деформации динамический возврат оказывается затрудненным.
— Деформирование целесообразно осуществлять с умеренными обжатиями, которые соответствуют пику на кривой деформации. Малые степени деформации не дают оптимального эффекта термомеханического упрочнения; большие опасны тем, что способствуют развитию динамической рекристаллизации.
— Для получения субзеренной структуры предпочтительны деформации с относительно небольшими скоростями. Но при очень малых скоростях деформации процессы разупрочнения становятся настолько превалирующими, что не будет достигнуто ощутимое дополнительное упрочнение. Повышение скорости деформации способствует росту плотности дислокаций, а следовательно, и уровня упрочнения, но при этом становится все более затруднительным получить совершенную субзеренную структуру. Кроме того, после окончания деформации, осуществляемой с высокими скоростями, труднее подавить процессы разупрочнения при последеформаци-онных паузах и охлаждении.
Для многих среднелегированных сталей оптимальные температуры деформирования при ВТМО лежат в интервале 950...800 °C, степень деформации равна 20...40 %, а скорость деформации — 1...10 с . При проведении ВТМО могут быть использованы различные способы деформирования (прокатка, штамповка, ковка, накатка валиком и т. д.). Паузы между окончанием деформации и закалкой должны быть предельно сокращены, чтобы затруднить процессы разупрочнения.
ВТМО по сравнению с обычной термической обработкой в низкоотпущенном состоянии наиболее существенно увеличивает сопротивление малым пластическим деформациям, а именно,
475
пределы упругости и текучести; в несколько меньшей мере после такой обработки возрастает предел прочности. Кроме того, ВТМО обеспечивает рост циклической и контактной выносливости, а также релаксационной стойкости. После ВТМО с низким отпуском прирост прочностных характеристик среднеуглеродистых легированных сталей при статическом нагружении достигает 150...200 МПа, а повышение предела циклической прочности — 10...25 %.
Одновременно с дополнительным упрочнением при использовании ВТМО может наблюдаться рост пластичности, ударной вязкости, работы распространения трещины, вязкости разрушения (АГ|С); температура вязкохрупкого перехода может заметно смещаться в сторону более низких температур. Такие эффекты наиболее легко получать на сталях, содержащих более 0,3 %С. На сталях с пониженным содержанием углерода после ВТМО пластичность и вязкость обычно либо не изменяются, либо несколько снижаются.
Заметный эффект термомеханического упрочнения в легированных сталях может сохраняться при среднем и высоком отпуске. В высокоотпущенном состоянии одновременное повышение прочности и ударной вязкости при ВТМО реализуется на сталях с высокой чувствительностью к обратимой отпускной хрупкости. На вторичнотвердеющих сталях, склонных при высоком отпуске к охрупчиванию за счет выделения специальных карбидов, после ВТМО одновременно с ударной вязкостью может возрастать также и пластичность. В обоих случаях такое действие ВТМО связано с ослаблением охрупчивающих процессов.
Если сталь слабо восприимчива к отпускной хрупкости и не склонна к сильному охрупчиванию при вторичном твердении, то после ВТМО с высоким отпуском одновременно с дополнительным упрочнением обычно наблюдается некоторое снижение пластичности и ударной вязкости (рис. 18.8). Лишь для некоторых высокоотпущенных сталей благоприятное влияние ВТМО на ударную вязкость по сравнению с обычной термической обработкой может быть достигнуто при отпуске на одинаковую прочность.
Увеличение эффекта упрочнения в низко- и высокооотпущен-ном состояниях достигается путем снижения температуры деформирования. Доэвтектоидные среднелегированные стали можно подвергать деформации даже в межкритическом интервале температур (750...730 °C), если переохлажденный аустенит обладает достаточно высокой устойчивостью. Снижение температуры затрудняет развитие процессов разупрочнения во время дсформиро-
476
Рис. 18.8. Механические свойства стали 5ХНМ в зависимости от температуры двухчасового отпуска:
1 — без деформации; 2 — деформация 40 % при 800 "С со скоростью 1 с-1
вания, что позволяет для большего повышения прочностных характеристик использовать большие обжатия (до 50...60 %) и высокую скорость деформации (до 1О2...1О3 с-1). Но при таких режимах ВТМО значительный рост прочности, как правило, сопровождается ощугимым снижением пластичности и вязкости. Очевидно, что такое упрочнение допустимо лишь тогда, когда определяющую роль в эксплуатационной стойкости изделий играет уровень прочностных характеристик, а некоторое снижение сопротивления хрупкому разрушению допустимо.
Одно из важных преимуществ ВТМО перед другими вариантами термомеханического упрочнения за
ключается в эффективном ослаблении многих видов интсркристал-литного охрупчивания. Так, после ВТМО наблюдается затруднение хрупкого развития трещин по границам исходного аустенитного зерна при испытаниях на замедленное разрушение в закаленном состоянии. Этот эффект сопровождатся резким увеличением порогового напряжения, при котором не происходит разрушения закаленной стали.
При отпуске ВТМО существенно ослабляет развитие необратимой и обратимой отпускной хрупкости (рис. 18.9). При этом имеет место рост ударной вязкости, снижение температуры вязкохрупкого перехода и смена интеркристаллитного разрушения транскристаллитным. В случае высокого отпуска ВТМО также затрудняет интеркристаллитное разрушение при охрупчивании, вызванном вторичным твердением. Использование ВТМО позволяет предотвратить образование камневидного излома второго рода. Это свидетельствует о том, что такая обработка подавляет хрупкое
477
Рис. 18.9. Зависимость твердости и ударной вязкости стали 37XH3A от температуры одночасового отпуска (охлаждение в воде).
Аустенитизация при 1000°С (В.Д. Садовский, Л.В. Смирнов):
7 — без деформации; 2 — ВТМО с деформацией 20 % при 900"С
распространение трещин не только по границам зерен, формирующихся при окончательной аустенитизации, но и по границам аустенитного зерна, наследуемого от предшествующих операций термической обработки. После ВТМО наблюдается уменьшение склонности низкоотпущенных ста
лей к водородному охрупчиванию, чему соответствует замена ин-
теркристаллитного разрушения транскристаллитным.
Одной из причин, обуславливающих торможение развития ин-теркристаллитных трещин после ВТМО, является зубчатое строение границ зерен. Микротрещина, возникающая в пределах одного элемента зубчатости, оказывается отделенной от соседней микротрещины, их слияние в общую трещину сопряжено с пластической деформацией приграничных объемов. Не исключено также, что ВТМО уменьшает сегрегацию вредных примесей по
границам зерен и тем самым увеличивает их когезивную прочность. Очищение границ зерен от примесей может происходить во время горячей пластической деформации. Возможно, при перемещении границ, связанном с образованием зубчатости, происходит их отрыв от примесных сегрегаций, возникших при аустенитизации. При этом примесные атомы из-за кратковременности деформации не успевают диффундировать к границам; более того, они захватываются и удерживаются субграницами в приграничных объемах.
18.3	НИЗКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
Низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО) заключается в интенсивной пластической деформации переохлажденного аустенита в температурном интервале его высокой устойчивости с последующей закалкой на мартенсит и отпуском.*
*В иностранной литературе данный процесс упрочнения называется аусформингом.
478
Основная цель НТМО — получение высокого уровня прочностных свойств. После оптимальных режимов такой обработки может быть достигнут предел прочности, равный 2600...3300 МПа. Для сравнения укажем, что обычная закалка с низким отпуском обеспечивает предел прочности не более 1900...2100 МПа. НТМО подвергают в основном высоколегированные стали, в том числе и вторичнотвердеющие (табл. 18.1).
НТМО осуществляется по следующей схеме (см. рис. 18.2). Заготовки подвергают аустенитизации по режимам, принятым при обычной термической обработке. Затем их быстро подстуживают до 600...450 °C, для чего используют расплавленные соли. Далее проводится деформация с большими обжатиями 70...95 %, которая может осуществляться прокаткой, штамповкой, экструзией или волочением. Обычно высокая степень обжатия достигается путем многократного деформирования. Деформацию следует проводить с небольшими скоростями. В этом случае, меньше разогрев стали во время деформирования, а следовательно меньше вероятность появления продуктов диффузионного превращения переохлажденного аустенита. После деформации следует закалка, чаще всего в масле. Окончательной операцией является низкий отпуск при 100...250 °C. Вторичнотвердеющие стали при НТМО подвергают отпуску при 500...550 °C.
Температурный интервал деформирования при НТМО лежит ниже температуры начала рекристаллизации аустенита. В процес-
Таблица 18.1
Влияние НТМО на свойства конструкционных сталей
Марка стали	Режим обработки	п() 2» МПа	ов, МПа	8, %
37XH3A	Прокатка при 550 °C на 75 %, отпуск 220 °C	2600 1300	2800 1900	5,0 6,0
37ХНЗМФА	Прокатка при 600 °C на 93 %, отпуск 200 °C	2600 1500	2700 1800	11,0 10,0
40ХН5С	Прокатка при 525 °C на 70 %, отпуск 220 °C	2600 1300	3000 1900	6,0 8,0
Примечание. В числителе указаны свойства после НТМО, в знаменателе — после обычной термической обработки.				
479
се интенсивного деформирования в переохлажденном аустените создается высокая плотность дислокаций и формируется ячеистая структура, которая при последующем охлаждении наследуется мартенситом. НТМО не только очень значительно повышает плотность дислокаций в мартенсите, но и существенно измельчает его кристаллы.
Повышенная плотность дислокаций способствует интенсификации процессов карбидообразования при отпуске, в результате чего в структуре деформированной стали карбидные частицы имеют значительно большую дисперсность, чем в случае обычной термической обработки. Имеются основания предполагать, что образование очень дисперсных карбидов происходит в аустените еще в процессе его деформирования. Затем эти карбиды наследуются мартенситом. Не исключено, что дисперсные карбиды могут выделяться и во время охлаждения деформированной стали в мартенситном интервале.
Высокая прочность сталей после НТМО обусловлена в основном наличием в мартенсите очень высокой плотности дислокаций и высокодисперсных карбидов, которые закрепляют дислокации. Сильное измельчение кристаллов мартенсита также способствует получению высокой прочности, кроме того, оно положительно сказывается на пластичности и сопротивлении хрупкому разрушению.
Уровень прочности, получаемый при НТМО, определяется в первую очередь условиями деформирования. Он возрастает с понижением температуры и увеличением степени деформации. Одновременно со значительным ростом пределов текучести и прочности НТМО обеспечивает существенное увеличение предела циклической прочности (на 20...30 %). Несмотря на высокопрочное состояние для сталей, подвергнутых НТМО, характерны удовлетворительные пластичность и вязкость. Так как деформация при НТМО проводится с большими обжатиями, то возникает сильная текстура и появляется ярко выраженная анизотропия механических свойств.
Деформация в интервале 600...450 °C ускоряет распад переохлажденного аустенита. В то же время такой распад при проведении НТМО недопустим: появление продуктов диффузионного и бейнитного превращения ухудшает комплекс свойств упрочняемых сталей. В связи с этим НТМО удается реализовать лишь на сталях, легирование которых обеспечивает высокую устойчивость переохлажденного аустенита. Обычно упрочняемые стали содержат 1...7 % Сг, 1...5 % Ni, до 2,5 % Мо и Si и до 0,5% V. В сталях, под
480
вергнутых НТМО, содержание углерода составляет 0,3...0,5 %. Чем больше в стали углерода, тем выше достигаемый при НТМО уровень прочности, но ниже пластичность. Выплавка сталей в вакууме из чистых шихтовых материалов способствует получению более высоких свойств при НТМО и в первую очередь пластичности.
При относительно низких температурах (600...450 °C) сопротивление деформированию переохлажденного аустенита весьма велико. Поэтому при НТМО необходимо применять мощное деформирующее оборудование, что и затрудняет реализацию этой обработки в производстве.
18.4.	ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА С ДЕФОРМАЦИЕЙ ВО ВРЕМЯ ПРЕВРАЩЕНИЯ
Существует разновидность ТМО, при которой деформация осуществляется во время превращения переохлажденного аустенита. Если деформация производится в перлитной или бейнитной областях, то такая обработка часто называется низкотемпературной термомеханической изотермической обработкой (НТМИЗО).
Один из режимов НТМИЗО, называемый также изоформингом, заключается в следующем: сталь подвергают аустенитизации, затем ускоренно охлаждают до температур диффузионного превращения и далее деформируют в ходе этого превращения (см. рис. 18.2). При такой обработке в феррите возникает субзеренная структура, а вместо цементитных пластин формируются мелкие сферические равномерно распределенные частицы. Для мало- и среднелегированных сталей с 0,3...0,5 % углерода эти особенности структуры обусловливают резкое повышение ударной вязкости и особенно работы распространения трещины, а также снижение температуры вязкохрупкого перехода по сравнению с ферритокарбидной структурой, которая возникает при охлаждении после обычной горячей обработки давлением. Прочностные характеристики после изоформинга хотя и возрастают, но остаются на относительно невысоком уровне (табл. 18.2).
Температура, при которой проводят деформацию и происходит диффузионное превращение, должна быть достаточно высокой (выше 600 °C), чтобы могли получить интенсивное развитие процессы формирования субзеренной структуры феррита. Но в то же время излишне высокий нагрев нецелесообразен, так как вызывает укрупнение карбидных частиц, что отрицательно влияет на механические свойства. Деформирование осуществляется прокаткой
481
Таблица 18.2
Механические свойства стали 38ХВА после термомеханической обработки (В.И. Сидоренко)
Режим обработки	°П,2> МПа	Тв- МПа	8, %	V. %	KCU, МДж/м2	кст, МДж/м2
1. Аустенитизация при 900 °C, переохлаждение до 650 °C, выдержка до полно-	590	920	21,0	55,5	0,56	0,13
го распада переохлажденного аустенита 2. Изоформинг: аустенитизация при 900 °C, переохлаждение до 650 °C, деформация прокаткой за 9 проходов с суммарным обжатием 70 %	840	1040	23,5	65,5	1,20	0,84
или волочением за несколько проходов с большим суммарным обжатием (не менее 60...70 %). Увеличение дробности деформации при изоформинге оказывает благоприятное влияние на уровень механических свойств. Пластическая деформация при температурах диффузионного превращения существенно ускоряет распад переохлажденного аустенита. Поэтому он обычно успевает полностью протекать во время осуществления деформирования. После окончания деформации следует охлаждение на воздухе.
Субзеренная структура феррита возникает как непосредственно при деформировании, так и в паузах между обжатиями. Замена пластинчатых карбидов сферическими происходит в результате сфероидизации, которая резко интенсифицируется при деформировании (см. раздел 12.7). Дисперсные карбиды сферической формы возникают также и в результате их гетерогенного зарождения на дислокациях.
Для улучшения свойств среднелегированных сталей может быть использован режим НТМИЗО, при котором пластическая деформация совмещается с бейнитным превращением. Такая обработка наряду с дополнительным упрочнением позволяет реализовать достоинства бейнитной структуры — ее высокие пластичность и вязкость.
При НТМИЗО с бейнитным превращением, как и при изотермической закалке, заготовки после аустенитизации переохлаждают со скоростью, исключающей развитие диффузионного превращения, до температур, изотермическая выдержка при которых обеспечивает образование нижнего бейнита (см. рис. 18.2). Затем
482
в инкубационном периоде или на начальных стадиях распада переохлажденного аустенита осуществляют деформацию с обжатиями 30...50 %. После деформации и последующей изотермической выдержки следует окончательное охлаждение на воздухе.
При данной схеме обработки интенсивный распад переохлажденного аустенита происходит во время деформирования. Он тем больше, чем ниже скорость деформации. При последующей изотермической выдержке интенсифицирующее воздействие деформации на бейнитное превращение постепенно ослабевает и на полноту распада она сильного влияния не оказывает. После НТМИЗО обычно наблюдается небольшое уменьшение количества остаточного аустенита.
Пластическая деформация приводит к существенному измельчению кристаллов бейнитной a-фазы. Одновременно ускоряется выделение из a-твердого раствора углерода и образование карбидной фазы. В деформированной стали выделившиеся карбиды, как правило, более дисперсны, чем в недеформированной.
Образование дисперсной и однородной структуры бейнита обеспечивает получение при НТМИЗО высокого комплекса механических свойств. Оптимальные режимы НТМИЗО позволяют повысить по сравнению с изотермической закалкой пределы текучести и прочности на 200...300 МПа (табл. 18.3).
При этом сохраняется присущий нижнему бейниту высокий уровень пластичности, ударной вязкости и работы распространения трещин. Более того, в ряде случаев при использовании НТМИЗО удается получить ощутимое повышение этих характеристик.
Таблица 18.3
Механические свойства стали 35ХГС после термомеханической обработки
Режим обработки	а0,2> МПа	°В’ МПа	8, %	V, %	KCU. МДж/м2	кст, МДж/м2
1. Изотермическая закалка: аустенитизация при 900 °C, переохлаждение до 350 °C, выдержка 20 мин	1200	1450	17,0	54,0	1,12	0,15
2. НТМИЗО: аустенитизация при 900 °C, переохлаждение до 350 °C, деформация прокаткой на 30 %, выдержка 20 мин	1450	1650	15,0	49,0	1,00	0,28
483
Свойства сталей, подвергнутых НТМИЗО с бейнитным превращением, в существенной мере зависят от характера поведения остаточного аустенита в процессе испытаний. При определенных условиях нагружения остаточный аустенит, претерпевая превращение в мартенсит, может способствовать росту пластичности, т. е. возникает трип-эффект (В.А. Займовский).
При проведении НТМИЗО с бейнитным превращением распад переохлажденного аустенита в верхней части температурного интервала промежуточного превращения недопустим. Наличие в структуре даже небольшого количества верхнего бейнита резко ослабляет положительное влияние НТМИЗО на свойства. В качестве охлаждающих сред НТМИЗО, как и при изотермической закалке, используют расплавы солей и щелочей с невысокой охлаждающей способностью. Поэтому осуществлять эту обработку можно лишь на изделиях небольшого сечения.
Следует учитывать, что при НТМИЗО как с перлитным, так и бейнитным превращением возникают значительные текстура и анизотропия механических свойств. Реализацию этих режимов упрочнения затрудняет необходимость использования мощного деформирующего оборудования.
18.5.	ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА С ДЕФОРМАЦИЕЙ МАРТЕНСИТА
Стали, закаленные на мартенсит, подвержены деформационному старению. Этот процесс можно использовать для дополнительного упрочнения среднеуглеродистых конструкционных сталей. С этой целью после закалки и низкого отпуска сталь подвергают небольшой пластической деформации при комнатной температуре и заключительному низкому отпуску. Пластическая деформация может осуществляться различными способами (растяжением, прокаткой, волочением, экструзией). При этом целесообразно деформировать со степенями, не превышающими 3...6 %. Окончательный отпуск (старение) желательно проводить при температурах не выше температуры исходного отпуска.
Для легированных сталей с 0,3...0,4 %С применение деформационного старения позволяет повысить пределы текучести на 20...30 %, а пределы прочности — на 10...20 % (табл. 18.4).
После такой обработки наблюдается также уменьшение чувствительности к замедленному разрушению и склонности к коррозионному растрескиванию. Деформационное старение может
484
Таблица 18.4
Механические свойства сталей, подвергнутых деформационному старению
Сталь	Режим обработки	По,2		8	
		МПа		%	
зохген	Закалка от 900 "С, отпуск 250 °C, 2 ч Закалка от 900 °C, отпуск 250 °C, 2 ч, деформация растяжением на 2 %, отпуск 150 °C, 1 час	1580 2150	1850 2150	12,8 7,0	50,8 46,7
40ХГСНЗА	Закалка от 900 "С, отпуск 250 °C, 2 ч Закалка от 900 °C, отпуск 250 °C, 2 ч, деформация растяжением на 2 %, отпуск 150 °C, 1 ч	1660 2260	1980 2260	11,0	45,4 33,0
40ХНЗМС	Закалка от 1000 °C, отпуск 200 °C, 4 ч Закалка от 1000 °C, отпуск 200 °C, 4 ч, деформация экструзией на 4,5 %, отпуск 150 °C, 1 ч	1520 2050	1800 2080	5,6 5,1	34,0 48,0
сопровождаться снижением пластичности и увеличением склонности к хрупкому разрушению. Но при правильном подборе режима упрочнения этот нежелательный эффект можно существенно снизить. Более того, в ряде случаев наряду с существенным повышением прочностных свойств удается увеличить пластичность и сопротивление хрупкому разрушению.
Упрочнение сталей при деформационном старении связано с тем, что пластическая деформация обеспечивает заметное увеличение плотности дислокаций в мартенсите, а последующий нагрев приводит к их закреплению атомами углерода. Ряд экспериментальных данных позволяет считать, что малая пластическая деформация вызывает релаксацию напряжений в мартенсите. Кроме того, при пластической деформации наблюдается уменьшение тетрагональное™ мартенсита, что должно способствовать увеличению подвижности дислокаций и также облегчить релаксацию напряжений в местах их локализации. Эти эффекты могут скомпенсировать охрупчивание, обусловленное наклепом и закреплением дислокаций, и способствовать повышению пластичности и сопротивления хрупкому разрушению. Преобладающее влияние того или иного фактора зависит от химического состава стали, условий проведения деформации и режима окончательного отпуска.
485
Значительное влияние на формирование свойств при упрочняющей обработке оказывает вид пластической деформации. Эффективным методом деформирования является гидроэкструзия, при которой реализуется схема всестороннего сжатия. Применение гидроэкструзии позволяет получить наиболее благоприятный комплекс механических свойств, так как она обеспечивает равномерное распределение дислокаций и микронапряжений в объеме металла.
Следует отметить, что деформационное старение мартенсита как метод упрочнения не получил широкого распространения не только вследствие технических трудностей его осуществления, но и ввиду ограничений размеров и форм изделий, которые могут быть упрочнены этим способом.
18.6.	КОНТРОЛИРУЕМАЯ ПРОКАТКА
При контролируемой прокатке горячую пластическую деформацию и последующее охлаждение осуществляют по регламентированным режимам, что позволяет целенаправленно воздействовать на формирование продуктов диффузионного превращения переохлажденного аустенита, а следовательно, и на комплекс механических свойств.
Контролируемой прокатке в oci ювном подвергают низкоуглеродистые (до 0,15 % С) низколегированные стали, применяемые в качестве сортового проката, листов и труб (09Г2, 09Г2ФБ и др.). В этих сталях основной структурной составляющей является феррит. При помощи контролируемой прокатки в первую очередь стремятся получить мелкозернистую ферритную структуру, определяющую повышенную прочность и высокое сопротивление хрупкому разрушению. Используя такую обработку, удается повысить пределы текучести и прочности низкоуглеродистых сталей на 10...30 % и более, а их температуру вязкохрупкого перехода снизить на 30...50 °C.
При проведении контролируемой прокатки сталь нагревают выше 1000 °C и ведут прокатку в несколько проходов при снижающейся температуре, а после ее окончания осуществляют ускоренное охлаждение. Параметрами обработки являются температура исходного нагрева, температура, степень и скорость деформации при каждом проходе, длительность пауз между проходами, скорость последеформационного охлаждения.
Важным процессом при контролируемой прокатке является рекристаллизация аустенита. При диффузионном превращении границы аустенитного зерна являются местами предпочтительного
486
образования зародышей феррита. Поэтому, если при рекристаллизации формируется мелкое аустенитное зерно, то при последе-формационном охлаждении из аустенитной области можно получить мелкое ферритное зерно.
При проведении прокатки при высоких температурах (1260... 1000°С) рекристаллизация аустенита протекает очень быстро. Она развивается как в процессе самой деформации, так и во время пауз между проходами. При этом рекристаллизованное зерно успевает существенно подрастать. Чтобы получить мелкое рекристаллизованное зерно аустенита, снижают температуру окончания прокатки. Но, начиная с определенной температуры окончания прокатки (ниже 900 °C), рекристаллизация аустенита оказывается частично или полностью подавленной. Используя при последних проходах относительно большие обжатия, можно создать в перекристаллизованном аустените достаточно высокую плотность дефектов кристаллического строения. Тогда при последе-формационном охлаждении интенсивное образование зародышей феррита происходит не только на границах, но и в теле аустенитного зерна, что будет способствовать получению мелкозернистой ферритной структуры.
Уменьшение размеров ферритных зерен с понижением температуры конца прокатки сопровождается увеличением пределов текучести и прочности и снижением температуры вязкохрупкого перехода (рис. 18.10).
Деформация при контролируемой прокатке может оканчиваться ниже точки Агз в двухфазном у—а-состоянии (750...700 °C), что обеспечивает не только получение мелкого ферритного зерна, но и образование в феррите за счет развития динамического возврата субзеренной структуры. Наличие такой субструктуры способствует получению высоких прочностных свойств и низкой температуры вязкохрупкого перехода. В то же время излишне низкая температура прокатки, приводя к значительному упрочнению, может вызвать увеличение склонности к хрупкому разрушению.
Размер ферритного зерна зависит от температуры нагрева перед прокаткой. Ее снижение приводит к уменьшению размеров исходного аустенитного зерна. Чем мельче становится рекристаллизованное зерно аустенита при прокатке, тем больше уменьшается образующееся при последеформационном охлаждении ферритное зерно.
Измельчению ферритного зерна способствует ускоренное охлаждение после окончания прокатки. Во-первых, оно затрудняет рост аустенитного зерна. Во-вторых, при повышенных скоростях
487
Температура конца прокатки, °C
Рис. 18.10. Влияние температуры конца прокатки листов на размер ферритного зерна (t/ф), предел текучести (ат) и температуру вязкохрупкого перехода (Ткр), определенную по 50 % вязкой составляющей в изломе образцов с острым надрезом (М. Фукуда):
1 — сталь с 0,12 %С; 0,3 %Si; 1,3 %Мп; 2 — та же сталь, но с добавками 0,02 %Nb и 0,06 %V
охлаждения у—a-превращение осуществляется при больших степенях переохлаждения, что вызывает увеличение числа центров зарождения феррита. В-третьих, ускоренное охлаждение предотвращает рост зерен феррита в верхней части температурного интервала диффузионного превращения. В то же время излишне высокие скорости охлаждения мотуг привести к образованию бейнита, что отрицательно сказывается на сопротивлении хрупкому разрушению.
Эффект контролируемой прокатки наиболее полно проявляется в низкоуглеродистых сталях, микролегированных карбидообразующими элементами (до 0,1 %). Эти элементы, находясь в твердом растворе или образуя карбиды (карбонитриды), тормозят рекристаллизацию аустенита. Выделившиеся карбидные (карбонитридные) частицы также затрудняют рост рекристал
лизованных зерен. Все это облегчает получение при контролируемой прокатке мелкого зерна аустени-
та, а значит, и феррита. Отметим, что выделившиеся при прокатке в аустенитной области карбидные частицы могут способствовать из-
мельчению ферритного зерна и по другой причине, а именно, являясь центрами образования ферритных зародышей. Микролегирование не только вызывает измельчение зерна, но и обеспечивает дисперсионное твердение малоуглеродистых сталей.
Наиболее часто низколегированные стали легируют малыми добавками ниобия и ванадия. Ниобий эффективно сдерживает как
488
развитие динамической и статической рекристаллизации, так и рост рекристаллизованных зерен. Ванадий влияет на эти процессы слабее, чем ниобий. Вместе с тем микродобавки ванадия обеспечивают большую склонность низкоуглеродистых сталей к дисперсионному твердению, чем микродобавки ниобия. Это обусловливает целесообразность совместного легирования стали ниобием и ванадием.
При использовании сталей с микролегированием температуру нагрева под прокатку обычно выбирают таким образом, чтобы обеспечить наиболее полное растворение карбидов (карбонитридов). При этом получают достаточно крупное зерно аустенита, которое измельчают путем рекристаллизации при прокатке. Чтобы сохранить мелкое аустенитное зерно, выделение карбидов должно протекать во время осуществления прокатки. Пластическая деформация значительно интенсифицирует образование карбидов. Наиболее быстрое выделение NbG в процессе: деформации аустенита наблюдается при 925...875 °<4, a VC— при 900...850 °C. Частицы выделяющихся в аустените карбидов имеют невысокую степень дисперсности и не обеспечивают значительного упрочнения за счет дисперсионного твердения^
Начавшееся в аустените образорание NbC и VC заканчивается в феррите. При этом интенсивное Их выделение наблюдается при охлаждении вплоть до 550 °C. Если в аустените или феррите при прокатке возник.:,а субзеренная структура, то карбидная фаза будет преимущественно выделяться на границах субзерен. Карбиды, образующиеся в феррите, более дисперсны, чем выделившиеся в аустените; они в основном и определяют эффект дисперсионного твердения.
Интенсивное измельчение ферритного зерна в совокупности с дисперсионным твердением позволяет получать на сталях с микролегированием высокий уровень прочностных характеристик при сохранении высокого сопротивления хрупкому разрушению (см. рис. 18.10). Следует, однако, отметить, что значительное развитие дисперсионного твердения за счет выделения карбидных фаз может вызвать охрупчивание. Эффект дисперсионного твердения регулируется скоростью охлаждения. При высоких скоростях охлаждения выделение карбидов подавляется и уровень упрочнения и положение температуры вязкохрупкого перехода в большей мере будут связаны с измельчением ферритного зерна.
489
Глава 19
СПЕЦИАЛЬНЫЕ ВИДЫ ОБРАБОТКИ
В последние десятилетия на практике все шире применяются специальные высоколегированные стали, имеющие аустенитную структуру после закалки от высоких температур. Аустенит этих сталей метастабилен и способен превращаться в мартенсит при глубоком охлаждении или деформировании в области отрицательных температур. Для повышения прочности таких сталей часто необходимы особые виды обработки. Они отличаются тем, что на той или иной стадии их проведения протекает мартенситное превращение, вызванное охлаждением или пластической деформацией. Но получение мартенсита не является конечной целью обработки и микроструктура готовой продукции чаще всего его не содержит. С другой стороны, образование мартенсита возможно и после завершения упрочняющей обработки, во время деформирования при механических испытаниях или в особых условиях эксплуатации (при кавитационном воздействии, абразивном изнашивании и в некоторых других случаях). Это приводит к значительному повышению механических свойств и эксплуатационных характеристик изделий.
19.1.	УПРОЧНЕНИЕ ФАЗОВЫМ НАКЛЕПОМ
Фазовым наклепом аустенита называют его упрочнение, возникающее в результате прямого и обратного мартенситных превращений, при этом состояние аустенита характеризуется повышенными значениями плотности дислокаций и прочностных характеристик. Фазовый наклеп изменяет в той или иной мере и другие свойства аустенита по сравнению с их значениями в отожженном или закаленном состоянии. Эти внешние проявления фазового наклепа могут быть существенно неодинаковыми в разных сплавах, что определяется кинетикой и полнотой прямого
490
и температурой конца обратного превращения, исходными свойствами аустенита, зависящими от его химического состава.
Фазовый наклеп, не осложненный действием сопутствующих явлений, может легко наблюдаться только на безуглеродистых высоколегированных сталях с мартенситной точкой Мн ниже комнатной температуры, не склонных к дисперсионному твердению. После закалки от высокой температуры такие стали сохраняют аустенитную структуру с низкой прочностью и высокой пластичностью. Для осуществления фазового наклепа необходимо провести обработку холодом, охладив сталь значительно ниже Мн, при этом в стали образуется значительное количество мартенсита охлаждения. Затем сталь быстро нагревают до точки Ак, при этом в стали образуется аустенит, и охлаждают до комнатной температуры, при которой сталь остается в аустенитном состоянии, но в аустените сохраняется большое количество дефектов. Описанная процедура, приводящая к реализации у-> а->у-превращений, представляет собой один цикл обработки на фазовый наклеп (рис. 19.1). При необходимости получения возможно большего упрочнения циклы у -> а -> у-переходов могут повторяться до достижения желаемого результата или до прекращения прироста прочности.
Фазовый наклеп стабилизирует аустенит в сплавах с изотермической кинетикой превращения, но не оказывает существенного влияния на образование мартенсита в сплавах с атермической его кинетикой. Стабилизация аустенита вследствие фазового наклепа выражается в понижении мартенситной точки и уменьшении полноты превращения. При совмещении в одном сплаве изотермиче-
Рис.,19.1. Схема обработки метастабильных аустенитных сплавов для получения фазонаклепанного состояния (К.А. Малышев, В. В. Сагарадзе)
491
ского и атермического превращений первое может подавляться фазовым наклепом почти полностью и тогда при охлаждении будет развиваться преимущественно атермическая составляющая превращения. Достаточно сильный фазовый наклеп измельчает и устраняет крупные скачки превращения в сплавах со взрывной его кинетикой, сглаживая мартенситную кривую. Морфология кристаллов мартенсита при этом не претерпевает принципиальных изменений. Этому соответствует сохранение скачкообразного характера превращения в микрообъемах после фазового наклепа, приводящего лишь к расчленению больших "взрывов" на множество мелких.
Механические свойства метастабильных аустенитных сталей существенно изменяются фазовым наклепом. Предел текучести увеличивается в два-три раза, но не превышает 550...600 МПа. В сплавах с атермической кинетикой образования мартенсита основное упрочнение происходит уже при первом цикле у —> а —> у-превра-щений. Последующие циклы обработки вызывают лишь небольшое увеличение предела текучести. Это обусловлено высокой степенью обратимости превращения в сплавах атермического типа, сохраняющейся при повторении циклов у -> а -> у-переходов. В сплавах с изотермической кинетикой полнота превращения даже в первом цикле обработки значительно меньше и вследствие сильной стабилизации аустенита фазовым наклепом уменьшается с каждым следующим циклом. При повторных обработках образование мартенсита при охлаждении происходит главным образом в объемах остаточного аустенита, не претерпевших превращения в предшествующих циклах. Поэтому предельно возможное упрочнение достигается не сразу, а после нескольких циклов обработки.
Снижение пластичности и вязкости вследствие фазового наклепа происходит в меньшей степени, чем повышение прочностных характеристик. В таблице 19.1 в качестве примера приведены механические свойства нестареющей стали 05Н29 (с атермическим типом мартенситного превращения) в различных структурных состояниях.
Фазовый наклеп дисперсионно-твердеющих сталей. Максимальные значения предела текучести 550...600 МПа, достигаемые фазовым наклепом на нестареющих метастабильных аустенитных сталях, часто оказываются недостаточными для практических целей. Значительно больше упрочняются дисперсионно-твердеющие стали в результате комбинированной обработки, сочетающей фа-
492
Таблица 19.1
Изменение механических свойств стали 05Н29 при прямом у -> а и обратном а -> у мартенситных превращениях
(К.А. Малышев, В.В. Сагарадзе)
Структура	Обработка	ст0,2» МПа	МПа	8, %	V. %	кси, Дж/см2
Исходный аустенит	Закалка от 1100 "С	167	392	50	75	343
Мартенсит (90 %)	Охлаждение в жидком азоте (у -> а)	834	882	20	70	98
Фазонаклепанный аустенит	Нагрев до 600 °C (а->у)	410	539	25	70	196
Рекристаллизованный аустенит	Нагрев до 850 °C (а->у)	196	441	45	7S5;	294
зовый наклеп со старением или со старением и пластической деформацией.
Фазовый наклеп вызывает существенное и необычное изменение основных характеристик мартенситного превращения в дисперсионно-твердеющих сталях. Влияние фазового наклепа в них осложнено побочными процессами, инициируемыми им. Нагрев для осуществления обратного а->у-превращения сопровождается интенсивным распадом пересыщенных а и у твердых растворов, в результате чего возникают частицы новых фаз (карбидов, интер-металлидов) и изменяется химический состав вновь образующегося аустенита. Обеднение у-раствора элементами, связанными в выделяющихся фазах, должно повышать мартенситную точку Мн. Это повышение Мн обычно оказывается более существенным, чем ее снижение под влиянием собственно фазового наклепа, и мартенситная точка в конечном счете повышается после у -> а -> у-пре-вращений. В зависимости от химического состава стали один цикл обработки на фазовый наклеп может приводить к повышению Мн от 20...30 до 150...200 °C, а иногда и более.
Увеличение полноты превращения аустенита в мартенсит, соответствующее повышению происходит только в сплавах с карбидной фазой выделения. В сплавах, в которых происходит выделение интерметаллидов (независимо от возможности выделе-тия карбидов), полнота превращения в фазонаклепанном состоя-
493
Время—>
Рис. 19.2. Схема комплексного упрочнения сплавов Fe—Ni—Ti фазовым наклепом (/) и старением (2) (К.А. Малышев, В.В. Сагарадзе)
нии понижается, несмотря на повышение мартенситной точки Мн. Снижение полноты образования
мартенсита при одновременном
повышении Мн означает, что роль структурного фактора в разви
тии превращения весьма велика.
Изменение кинетики образования мартенсита в дисперсион-но-твердеющих сплавах в результате циклических у -> а -> у-пере-ходов происходит под воздействием как фазового наклепа, так и обеднения аустенита теми или иными элементами вследствие развития процессов выделения. По-видимому, влияние первого фактора в ряде случаев оказывается превалирующим, так как в не
которых сплавах с исходным изотермическим типом превращения становятся заметными особенности кинетики, свойственные атермическому процессу у —ос перестройки, и появляется мартенсит, характерный для взрывного превращения.
Безуглеродистые метастабильные аустенитные дисперсионно-твердеюшие стали системы Fe—Ni—Ti применяются в качестве высокопрочных немагнитных материалов (05Н25Х2Т2, 05Н24Х2ТЗ и др.). При совмещении фазового наклепа и старения в одной операции невозможно получить высокий предел текучести в сочетании с парамагнитностью. Для достижения этой цели оказалось необходимым разделить обработку на фазовый наклеп и старение (рис. 19.2). После такой обработки сталей типа 05Н25Х2Т2, 05Н24Х2ТЗ, дисперсионное твердение которых обусловлено выделением у'-фазы (Ni3Ti), предел текучести достигает 835...880 МПа при сохранении высокой пластичности (S = 20...25 %, у = 50...60 %). Такое сочетание прочности и пластичности дисперсионно-твер-деющих аустенитных сталей не может быть получено путем только старения, без фазового наклепа. Это обусловлено тем, что при старении закаленного аустенита происходит охрупчивание границ зерен продуктами распада пересыщенного раствора. В процессе старения после фазового наклепа, повышающего плотность дислокаций во всем объеме аустенита, частицы упрочняющей фазы
494
Рис. 19.3. Схема упрочнения сплавов Fe—Ni—Ti фазовым наклепом с использованием предварительного комбинированного старения (К.А. Малышев, В.В. Сагарадзе)
выделяются на дислокациях и равномерно распределяются в объеме зерна.
Прямое у -> а мартенситное превращение при обработке сплавов Fe—Ni—Ti на фазовый наклеп обычно вызывается глубоким охлаждением с использованием жидкого азота. Можно отказаться от обработки холодом, проведя предварительное высокотемпературное старение при 65О...75О°С. Вследствие интенсивного выделения у'-фазы (Ni3Ti) содержание легирующих элементов в аустените уменьшается, а мартенситная точка повышается и оказывается существенно выше комнатной температуры (рис. 19.3).
В Fe—Ni—Ti сталях при высокотемпературном старении, кроме непрерывного распада с образованием у' — Ni3Ti с ГЦК решеткой возможно выделение стабильной ц-фазы Ni3Ti с ГП решеткой по границам зерен, что приводит к падению пластичности и вязкости. Обработка по схеме аустенитизация —> старение без промежуточного охлаждения позволяет предотвратить образование сплошной сетки ц-фазы. При такой обработке по границам протекает прерывистый (ячеистый) распад, быстро прекращающийся вследствие интенсивного непрерывного распада с выделением у'-фазы. При охлаждении после высокотемпературного старения до комнатной температуры происходит мартенситное превращение.
^ягрев для реализации обратного а -> у превращения проводят .но выше точки Лк, что необходимо для растворения выделе
495
ний. В результате содержание никеля и титана в фазонаклепанном аустените несколько увеличится. Обогащение аустенита никелем вместе со стабилизирующим действием фазового наклепа обеспечивает снижение мартенситной точки в область отрицательных температур и немагнитность стали. Заключительное низкотемпературное старение при 500...600 °C компенсирует некоторое разупрочнение аустенита, вызванное повышением температуры нагрева для обратного превращения выше Ак, и позволяет получить практически те же свойства, что и при использовании обработки холодом:
о0)2 = 835...880 МПа, 8 = 20...25 %, у = 50...60 %.
19.2.	УПРОЧНЕНИЕ СТАЛЕЙ С ОБРАЗОВАНИЕМ МАРТЕНСИТА ДЕФОРМАЦИИ
Некоторые стали, имеющие аустенитную структуру при комнатной температуре, являются метастабильными: пластическая деформация при комнатной или близкой к ней температуре, находящейся в интервале МН...МД, приводит к образованию мартенсита. Мартенсит деформации, образующийся из деформированного аустенита, имеет большую прочность, чем мартенсит охлаждения, так как обладает более высокой плотностью дислокаций. Поэтому вклад мартенсита деформации в общее упрочнение стали больше, чем мартенсита охлаждения.
При упрочнении стали мартенситом, образующимся при деформировании, одновременно происходит и деформационное упрочнение. Чтобы достичь существенного прироста прочности, необходимо получить значительное количество мартенсита. В свою очередь, для этого необходима высокая степень пластической деформации, Поэтому сталь, упрочняемая мартенситом, образующимся при деформации, должна иметь высокую пластичность, сохраняющуюся на необходимом уровне и после образования некоторого количества мартенсита. Следовательно, содержание углерода в таких сталях должно быть невысоким — не более 0,25...0,30 %.
Температура деформирования должна находиться" в интервале М„...МД. При деформировании ниже Л/" образуется преимущественно мартенсит напряжений, кристаллы которого значительно крупнее, чем мартенсита деформации. Это может вызвать снижение пластичности при интенсивном образовании мартенсита напряжений, особенно в сталях, содержащих более 0,10...0,15 % уг-
496
череда. С повышением температуры деформирования выше доля мартенсита напряжений уменьшается и с приближением к Ма образуется почти исключительно мартенсит деформации. Высокая дисперсность его кристаллов способствует сохранению приемлемого уровня пластичности, однако количество мартенсита быстро уменьшается. Поэтому температуру деформирования следует выбирать в интервале	...Ма и она может быть тем ближе к М^, чем
меньше содержание углерода в стали.
Механические характеристики метастабильных аустенитных сталей могут существенно изменяться, если в процессе механических испытаний происходит образование мартенсита. Наибольшее значение имеют изменения предела текучести и пластичности, определяющие механическое поведение стали.
Образование мартенсита напряжений при испытаниях в интервале МН...М°Н инициирует пластическое течение образца при напряжениях, меньших предела текучести стабильного аустенита. Это приводит к снижению величины предела текучести стали, а его температурная зависимость приобретает провал вблизи Мн. Снижение предела текучести вследствие возникновения мартенсита напряжений наиболее резко выражено в сталях со взрывной кинетикой превращения при охлаждении, в которых образуется линзовидный мартенсит с габитусом {259}у. В таких сталях предел текучести при температуре, близкой к Ма, падает почти до нуля.
Причины снижения предела текучести метастабильных аустенитных сталей вблизи Мн недостаточно ясны. Считается, что это явление в той или иной мере обусловлено сдвиговым механизмом мартенситного превращения и ориентированным образованием мартенсита под нагрузкой, т. е. возникновением кристаллов а-фа-зы с ориентацией, обеспечивающей наибольший вклад в остаточную деформацию вдоль оси образца. Важную роль может играть генерирование дислокаций в процессе образования мартенсита. Дислокации превращения движутся под действием приложенных напряжений, обуславливая часть "избыточной" деформации. Возможно, существуют и другие причины.
Образование мартенсита при деформировании низкоуглеродистых сталей может приводить к существенному повышению пластичности. Наибольшая пластичность достигается при определенной интенсивности образования мартенсита при деформировании — около 0,5... 1,0 % мартенсита на 1 % относительного удлинения. Температура, соответствуют цая оптимальной интенсивности образо
497
вания мартенсита, для многих метастабильных аустенитных сталей лежит на 30...50° выше . С другой стороны, способность к глубокой вытяжке уменьшается при образовании мартенсита деформации.
Упрочнение стали при холодной пластической деформации, сопровождающейся образованием мартенсита, может быть весьма значительным. Например, хромоникелевые аустенитные стали, содержащие около 0,08 % углерода, 18 % хрома и 10 % никеля, после закалки от 1000 °C имеют аустенитную структуру и следующие механические свойства: сто,2~24О МПа, ств = 540 МПа, 8 = 50 %. После холодной прокатки с обжатием 90...95 %, приводящей к появлению 55...60 % мартенсита, их свойства существенно изменяются, так сто 2 = 1730 МПА, ств = 1840 МПа, 8 = 5%.
Эффект повышения пластичности в момент образования мартенсита деформации (трип-эффект) использован при разработке нового класса сталей, обладающих уникальным сочетанием прочности и пластичности (сто 2 = 1000...2000 МПа при 8 от 70 до 20 %). Такие стали получили название ПНП — пластичность, наведенная превращением.*
Необычное сочетание свойств ПНП-сталей обеспечено надлежащим выбором химического состава и режима обработки. Состав стали должен быть таким, чтобы точка Л/н находилась ниже комнатной температуры, а точка Мя может быть как ниже, так и выше нее. После закалки такие стали имеют аустенитную структуру. Упрочнение стали достигается значительной пластической деформацией (обжатие до 80 %) выше точки Мя при температуре от 250 до 550 °C. В процессе деформирования сталей, содержащих около 0,3 % углерода и легированных карбидообразующими элементами, происходит выделение карбидов. Обусловленное этим изменение состава аустенита вызывает повышение точек Мн и Мя. Таким образом, в результате деформирования сталь приобретает высокую прочность, точки Мн и Мя повышаются, но в любом случае Мн должна оставаться ниже, а Мя выше комнатной температуры. Поэтому последующая деформация при комнатной температуре (технологическое деформирование или механические испытания) сопровождается образованием мартенсита, что и обеспечивает сочетание высокой прочности и высокой пластичности. Например,
*В зарубежной литературе они именуются TRlP-сталями (transformation induced plastisity).
498
сталь типа 30Г2С2Х9Н8,5М4 после прокатки при 425 °C с обжатием 80 % приобретает следующие свойства: ст02 = 1430 МПа, ств = 1500 МПа, 8 = 50 %.
19.3.	ЭФФЕКТЫ СВЕРХЭЛАСТИЧНОСГИ И ПАМЯТИ ФОРМЫ
В сплавах с термоупругим мартенситным превращением при определенных условиях развиваются явления мартенситной не-упругости. Они характеризуются нелинейной зависимостью деформации от напряжения, наличием механического гистерезиса, полной обратимостью деформации и обусловлены тем, что прямое и обратное мартенситные превращения в таких сплавах одновременно являются геометрически обратимыми деформационными процессами. Внешние проявления мартенситной неупругости могут быть различными и подразделяются на деформационные, силовые и температурные эффекты. Каждое из этих явлений неупругости представляет собой реакцию одной из трех характеристик состояния сплава — деформации е, напряжения ст или температуры t — на изменение двух других: Е| =/|(ст, 1); ст=^(е, Z);	е). Ни-
же кратко рассмотрены наиболее важные деформационные эффекты: сверхэластичность и память формы.
Сверхэластичностью называют обратимые деформации, проявляющиеся при нагружении и разгружении материала в определенном интервале температур, во много раз превосходящие деформации, соответствующие условному пределу упругости структурностабильных металлов и сплавов.
Сверхэластичность нередко называют сверхупругостью, но последний термин не отображает физическую сущность явления: механическое поведение сплава в сверхэластичном состоянии не подчиняется законам упругой деформации.
Сверхэластичность, не осложненная другими эффектами, наблюдается при нагружении в интервале Ак— М^. Зарождение и рост мартенсита в отдельных зернах начинается при очень низких напряжениях. Движение возникающих межфазных границ обуславливает появление неупругой деформации: зависимость ст(е) в "упругой" области становится нелинейной, появляется гистерезис между нагружением и разгружением (стадия I на рис. 19.4). Начиная с некоторого напряжения стм, происходит интенсивное образование мартенсита, обладающего ярко выраженной текстурой. Этому соответствует быстрое накопление неупругой деформации
499
при слабо возрастающем напряжении — коэффициент da/de. мал (вторая стадия, см. рис. 19.4). На этой стадии процесс образования мартенсита распространяется на весь объем материала. Когда большая часть исходной фазы уже превратилась в мартенсит, дальнейшее его возникновение затрудняется, коэффициент do/Jc быстро возрастает, начинается переход к третьей стадии — упругой деформации мартенсита.
При температурах выше Ак мартенсит может существовать только под нагрузкой, поэтому при разгружении происходит обратное превращение мартенсита в исходную фазу с одновременным исчезновением накопленной деформации (нижняя ветвь диаграммы на рис. 19.4). Силы трения в решетке оу, препятствующие движению межфазных границ, обуславливают появление значительного механического гистерезиса, величина которого равна 2оу.
Эффект памяти (запоминания) формы заключается в следующем. Если при повышенной температуре (выше Л/д) образцу или изделию придать определенную форму, а затем продеформировать его при более низкой температуре (в интервале Л/к—Лн), придав ему иную форму, то при нагреве выше Лк первоначальная форма восстанавливается.
Деформирование сплава в интервале Ак вызывает образование мартенсита в отдельных зернах при самых низких напряжс-
Рис. 19.4. Диаграмма нагружения сплава Ti49Ni51 при t > Мн (эффект сверхэластичности)
Рис. 19.5. Условия возникновения эффекта памяти формы (схема):
АВ — псевдоупругая деформация исходной фазы. Начало образования мартенсита ВС — интенсивное образование мартенсита. Накопление неупругой деформации. CD — снятие нагрузки. DEF — нагрев. EF— обратное мартенситное превращение. Восстановление формы. FA — охлаждение
500
ниях*, поэтому области строго упругой деформации не существует. Участок диаграммы нагружения АВ (рис. 19.5) является псевдо-упругим. Интенсивное образование мартенсита при напряжениях выше стм сопровождается накоплением значительной неупругой деформации (участок ВС). При снятии нагрузки исчезает лишь небольшая упругая составляющая деформации, а большая ее часть, обусловленная образованием мартенсита, сохраняется. Восстановление исходной формы происходит в основном при нагреве до Лк одновременно с обратным превращением мартенсита (участок EF). Восстановленная форма сохраняется и после охлаждения до нормальной температуры (участок FA).
Наложение эффектов сверхэластичности и памяти формы возможно при температурах деформирования, заключенных в интервале Лн—Ак (рис. 19.6). Степень проявления этих эффектов зависит от количества накопленного мартенсита и, следовательно, от температуры и величины деформации. Однако последняя должна быть ограничена. Появление остаточной пластической деформации ослабляет оба эффекта.
Оба рассмотренных эффекта обусловлены обратимостью макроскопически значительной деформации, связанной с мартенситным превращением, но проявляющейся в различных условиях. В свою очередь, обратимость макродеформации обусловлена легким перемещением скользящих межкристаллитных границ. Движущаяся скользящая граница не оставляет за собой "следов" (вакансий и дислоцированных атомов), которые могли бы затруднить ее перемещение.
Важную роль играет текстурованность мартенсита, возникающего под нагрузкой. В исходной фазе зарождаются и растут такие кристаллы мартенсита, изменение формы превращенного объема которых согласуется с макроскопическим изменением формы
Рис. 19.6. Температурные интервалы развития эффектов памяти формы (ПФ) и сверхэластичности (СЭ)
ПФ
ПФ+СЭ. сэ
*Напомним, что в сплавах с термоупругим мартенситным преврашением Ан может быть ниже Мн.
501
образца, происходящим иод действием внешних сил. В соответствии с тем же принципом происходит переориентация уже имевшихся кристаллов мартенсита: области с наиболее благоприятной ориентировкой (соответствие изменения формы превращенного объема изменению формы образца) растут за счет соседних, ориентированных менее благоприятно. При обратном превращении, вызванном снятием нагрузки или нагревом, процессы протекают в противоположном направлении.
Вышеописанные явления наблюдаются на сравнительно небольшом числе сплавов систем Ni—Ti, Си—Al и некоторых других. Недавно эффект памяти формы обнаружен на высоколегированной стали. Наиболее ярко эффект памяти формы выражен в сплавах Ni—Ti, близких к эквиатомному составу (нитинол). Эти сплавы находят применение для крупногабаритных саморазвертываю-щихся конструкций. После придания им необходимой формы при повышенной температуре изделия складывают или свертывают при нормальной температуре. Для развертывания их достаточно нагреть выше Ак. Сплавы с эффектом памяти формы применяют и для многих других целей, например, в восстановительной хирургии.
502
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
К главе 1
[.Штейнберг С. С. Металловедение,— Свердловск: Металлургиздат, 1961,- 598 с.
2. Гуляев А.П. Металловедение.—М.: Металлургия, 1977.—647 с.
3. Новиков И. И. Теория термической обработки металлов,— М.: Металлургия, 1986,—480 с.
К главе 2
1.	По пов А. А. Фазовые превращения в металлических сплавах,— М.: Металлургиздат, 1963. —311 с.
2.	Интерметаллические соединения: /Под ред. И.И. Корнилова,— М.: Металлургия, 1970,—440 с.
3.	Криштал М.А. Механизм диффузии в железных сплавах.— М.: Металлургия, 1972,—400 с.
4.	Тот Л. Карбиды и нитриды переходных металлов./Под ред. П.В. Гельда,— М.: Мир, 1974,—294 с.
5.	Бокштейн Б. С. Диффузия в металлах.— М.: Металлургия, 1978,—248 с.
6.	Гольдштейн М.И., Грачев С. В., Векслер Ю. Г. Специальные стали. — М.: Металлургия, 1985.—408 с.
7.	Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа. Справочник/ Под ред. О.А. Банных и М.Е. Дрииа.— М.; Металлургия, 1986.— 439 с.
8.	Физическое металловедение. Т. I / Под ред. Р.У. Кана и П. Хаазена.—М.: Металлургия, 1987 —639 с.
К главе 3
1.	П о п о в А. А. Фазовые превращения в металлических сплавах,—М.: Металлургиздат, 1963,—311 с.
2.	Нэтапов Б. С. Термическая обработка металлов. — Киев: Вища школа, 1980.-288 с.
3.	Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т.2 / Под ред. М.Л. Бернштейна и А.Г. Рахштадта. — М.: Металлургия, 1983.—368 с.
4.	Винокур Б. Б., Пилющенко В. Л., Касаткин О. Г. Структура конструкционной легированной стали. — М.: Металлургия, 1983.—216 с.
5.	Долженков 14. Е., Долженков И. И. Сфероидизация карбидов в стали. — М.: Металлургия, 1984,—143 с.
503
6.	Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлургия, 1986,—480 с.
7.	Гольдштейн М. И., Попов В В. Растворимость фаз внедрения при термической обработке стали. — М.: Металлургия, 1989.—200 с.
8.	Счастл ивце в В. М., М ирзае в Д. А., Я ков л ева И. Л. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия, 1994,—288 с.
К главе 4
1.	Попов А. А. Фазовые превращения в металлических сплавах. — М.: Ме-таллургиздат, 1963.—311 с.
2.	Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в железе и стали. — М.: Наука, 1977.—236 с.
3.	Гольдштейн М. И., Фарбер В. М. Дисперсионное упрочнение стали.— М.: Металлургия, 1979,—208 с.
4.	Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т.2./Под ред. М.Л. Бернштейна и А.Г. Рахштадта. — М : Металлургия, 1983,—368 с.
5.	Долженков И. Е., Долженков И. И. Сфероидизация карбидов в стали. — М.: Металлургия, 1984,—143 с.
6.	Гольдштейн М. И., Грачев С. В., Векслер Ю. Г. Специальные стали. — М.: Металлургия, 1985,—408 с.
7.	Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлургия, 1986,—480 с.
8.	Тушинский Л. И., Батаев А. А., Т и хо м ир ова Л. Б. Структура перлита и конструктивная прочность стали. — Новосибирск: ВО Наука, 1993.—280 с.
9.	Сч астл ив цев В. М., М ирзаев Д. А., Яковлева И. Л. Структура термически обработанной стали. — М.: Металлургия, 1994,—288 с.
К главе 5
1.	Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в железе и стали. — М.: Наука, 1977.—238 с.
2.	Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т.2./Под ред. М.Л. Бернштейна и А.Г. Рахштадта. — М.: Металлургия, 1983.—368 с.
3.	Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлургия, 1986.-480 с.
4.	Физическое металловедение. Т.П./Под ред. Р.У. Кана и П. Хаазена.— М.: Металлургия, 1987 —639 с.
5.	Счастливцев В, М.,Мирзаев Д. А., Я ко в л ева И. Л. Структура термически обработанной стали. — М.: Металлургия, 1994.—288 с.
К главе 6
1.	Энтин Р. И. Превращения аустенита в стали. — М.: Металлургия, 1960,— 252 с.
2.	Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в железе и стали. — М.: Наука, 1977,—236 с.
504
3.	Металловедение и термическая обработка стали. Справочное издание. Т.2. — М.: Металлургия, 1983,—368 с.
4.	Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлургия, 1986,—480 с.
5.	Садовский В. Д.,Фокина Е. А. Остаточный аусте! шт в закаленной стали. — М.: Наука, 1986.—113 с.
6.	Счастливцев В. М., Мирзаев Д. А., Яковлева И. Л. Структура термически обработанной стали. — М.: Металлургия, 1994,—288 с.
К главе 7
1.	Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т. 2 / Под ред. М.Л. Бернштейна и А.Г. Рахштадта. — М.: Металлургия, 1983.—368 с.
2.	Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлургия, 1986,—480 с.
3.	П о п о в а Л. Е., П о п о в А. А. Диаграммы превращений аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана. Справочник термиста. — М.: Металлургия, 1991.-288 с.
4.	Счастливцев В. М., Мирзаев Д. А., Яковлева И. Л. Структура термически обработанной стали. — М.: Металлургия, 1994.—288 с.
К главе 8
1.	Лысак Л. И., Николин Б. И. Физические основы термической обработки стали. — Киев: Техника, 1975.—304 с.
2.	Апаев Б. А. Фазовый магнитный анализ сплавов. — М.: Металлургия, 1976.-280 с.
3.	Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в железе и стали. — М.: Наука, 1977.—238 с.
4.	Белоус М. В., Черепиц В. Т., Васильев М. А. Превращения при отпуске стали. — М.: Металлургия, 1979.—232 с.
5.	Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т.2 / Под ред. М.Л. Бернштейна и А.Г. Рахштадта. — М.: Металлургия, 1983.—368 с.
6.	Гольдштейн М. И., Грачев С. В., Векслер Ю.Г. Специальные стали. — М.: Металлургия, 1985.—408 с.
7.	Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлургия, 1986.—480 с.
К главе 9
1.	Садовский В. Д. Структурная наследственность в стали. — М.: Металлургия, 1973,—208 с.
2.	Дьяченко С. С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах. — М.: Металлургия, 1982.—128 с.
3.	Счастливцев В. М., М ирзаев Д. А., Яковлева И. Л. Структура термически обработанной стали. — М.: Металлургия, 1994,—288 с.
505
К главе 10
1.	Гудремон Э. Специальные стали. Т. 1. — М.: Металлургиздат, 1959.—952 с.
2.	Бабич В. К.., Гуль Ю. П., Долженков И.Е. Деформационное старение стали. — М.: Металлургия, 1972,—320 с.
3.	Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т. 2 / Под ред. М.Л. Бернштейна и А.Г. Рахштадта. — М.: Металлургия, 1983.—320 с.
К главе 11
1.	Голиков И. Н., Масленков С.В. Дендритная ликвация в сталях и сплавах. — М.: Металлургия, 1977,—224 с.
2.	Г о р е л и к С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. — М.: Металлургия, 1978.-568 с.
3.	Гусева С.С., Гуренко В. Д., Зварковский Ю. Д. Непрерывная термическая обработка автолистовой стали. — М.: Металлургия, 1979.—224 с.
4.	П икеринг Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей. — М.: Металлургия, 1982,—184 с.
5.	Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т.З / Под ред. М.Л. Бернштейна и А.Г. Рахштадта. — М.: Металлургия, 1983,—216 с.
6.	Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлургия, 1986.—480 с.
К главе 12
1.	Гуляев А. П. Термическая обработка стали. — М.: Машгиз, I960.—496 с.
2.	П и ке р и н г Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей. — М.: Металлургия, 1982.—184 с.
3.	Долженков И. Е., Долженков И. И.Сфероидизация карбидов в стали. — М.: Металлургия, 1984.—143 с.
4.	Тушинский Л. И., Батаев А. А., Тихомирова Л. Б. Структура перлита и конструктивная прочность стали. — Новосибирск: ВО Наука, 1993.—280 с.
К главе 13
1.	Гуляев А. П. Термическая обработка стали. — М.: Машгиз, I960.—496 с.
2.	Потак Я. М. Высокопрочные стали. — М.: Металлургия, 1972.—208 с.
3.	Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в железе и стали. — М.: Наука, 1977.—236 с.
4.	Пикеринг Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей. — М.: Металлургия, 1982.—184 с.
5.	Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т. 2 / Под ред. М.Л. Бернштейна и А.Г. Рахштадта. — М.: Металлургия, 1983,—368 с.
6.	Б л ан тер М. Е. Теория термической обработки. — М.: Металлургия, 1984,— 328 с.
7.	Баш нин Ю. А., Ушаков Б. К., Секей А. Г. Технология термической обработки стали.— М.: Металлургия, 1986.—424 с.
506
8.	Г о л о в а н е н к о С. Л., Фонштейн Н. М. Двухфазные низколегированные стали. — М.: Металлургия, 1986.—206 с.
9.	Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлургия, 1986.—480 с.
10.	Л ю т ы В. Закалочные среды: Справочник. — Челябинск: Металлургия, Челябинское отделение, 1990.—192 с.
К главе 14
1.	Потак Я. М. Высокопрочные стали. — М.: Металлургия, 1972.—208 с.
2.	Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в железе и стали. — М.: Наука, 1977.—236 с.
3.	П и ке р и н г Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей. — М.: Металлургия, 1982.—184 с.
4.	Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т.2 / Под ред. М.Л. Бернштейна и А.Г. Рахштадта. — М.: Металлургия, 1983,—368 с.
5.	Устиновщиков Ю. И. Природа отпускной хрупкости сталей. — М.: Наука, 1984.-240 с.
6.	Гольдштейн М. И., Грачев С. В.,Векслер Ю. Г. Специальные стали. — М.: Металлургия, 1985.—408 с.
7.	Садовский В. Д., Фокина Е. А. Остаточный аустенит в закаленной стали. — М.: Наука, 1986,—ИЗ с.	L
8.	Физическое металловедение: Т. I / Под ред Р.У. Кана и П. Хаазена. — М.: Металлургия, 1987,—640 с.
9.	Утевский Л. М., Гликман Е. Э., Карк Г. С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. — М.: Металлургия, 1987.—222 с.
10.	Охрупчивание конструкционных сталей и сплавов / Под ред. К.Л. Брайента и С.К. Бенерджи. — М.: Металлургия, 1988.—552 с.
К главе 15
1.	Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. Превращения в железе и стали. — М.: Наука, 1977.—236 с.
2.	Пикеринг Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей. — М.: Металлургия, 1982.—184 с.
3.	Садовский В. Д., Фокина Е. А. Остаточный аустенит в закаленной стали. — М.: Металлургия, 1986,—113 с.
4.	Счастливцев В. М., Мирзаев Д. А., Яковлева И. Л. Структура термически обработанной стали. — М.: Металлургия, 1994.—288 с.
К главе 16
1.	Ки дин И. Н. Физические основы электротермической обработки металлов и сплавов. — М.: Металлургия, 1969.—375 с.
2.	Гриднев В. Н., Мешков Ю.Я., Ошкадеров С.П., Трефилов В. И. Физические основы электротермического упрочнения стали. — Киев: Наукова думка, 1973.—335 с.
507
3.	Поверхностная закалка посредством лазера и электронного луча: Из иностранной техники. — Металловедение и термическая обработка металлов, № 12, 1980.-е. 8-12.
4.	Лазерная и электронно-лучевая обработка материалов: Справочник. Рыкалин И.М., Углов А.А., Зуев И.В., Кокора А.Н. — М.: Машиностроение, 1985.—496 с.
5.	Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлургия, 1986,—480 с.
6.	Леонтьев П. А., Хан М.Г., Чеканова Н. Т. Лазерная поверхностная обработка металлов и сплавов. — М.: Металлургия, 1986,—144 с.
7.	Садовский В. Д., Счастливцев В. М., Табатчикова Т. И., Яковлева И. Л. Лазерный нагрев и структура стали: Атлас микроструктур. — Свердловск, 1989.—100 с.
8.	Головин Г. Ф., Замятнин М. М. Высокочастотная термическая обработка. Вопросы металловедения и технологии. — Л.: Машиностроение, 1990.—239 с.
К главе 17
1.	Прогрессивные методы химико-термической обработки / Под ред. Дубинина Г.Н. и Когана ЯД. — М.: Машиностроение, 1979.—184 с.
2.	Термическая обработка в машиностроении: Справочник / Под ред. Ю.М. Лахтина и А.Г. Рахштадта. — М.: Машиностроение, 1980.—783 с.
3.	Химико-термическая обработка металлов и сплавов: Справочник / Под ред. Ляховича Л.С. — М.: Металлургия, 1981.—424 с.
4.	Про кош кин Д. А. Химико-термическая обработка металлов — карбонитрация. — М.: Металлургия, Машиностроение, 1984,—240 с.
5.	Лахтин Ю. М., Арзамасов Б. Н. Химико-термическая обработка металлов. — М.: Металлургия, 1985.—256 с.
6.	Теория и технология азотирования / Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Бёмер 3. — М.: Металлургия, 1991.—320 с.
К главе 18
1.	Контролируемая прокатка / Погоржельский В.И., Литвиненко Д.А., Матросов Ю.И., Иваницкий А.В. — М.: Металлургия, 1979.—184 с.
2.	Бернштейн М. Л., Займовский В. А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали. — М.: Металлургия, 1983.—480 с.
3.	Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. — М.: Металлургия, 1986,—480 с.
4.	Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей: Справочник / Под ред. М.Л. Бернштейна.—М.: Металлургия, 1989.—544 с.
5.	Смирнов М. А., Петрова С. Н., Смирнов Л. В. Высокотемпературная термомеханическая обработка и хрупкость сталей и сплавов. — М.: Наука, 1991.-167 с.
6.	Проблемы совмешения горячей деформации и термической обработки стали / Баранов А.А., Минаев А.А., Геллер А.Л., Горбатенко В.П. — М.: Металлургия, 1985.-128 с.
508
К главе 19
I.	Новиков И. И. Теория термической обрабо1ки металлов. Изд. 4. — М.: Металлургия, (986,—480 с.
2.	Фазовый наклеп аустенитных сплавов на железоникелевой основе / Малышев К.А., Сагарадзе В.В., Сорокин И.П., Земцова Н.Д., Теплое ВЛ., Уваров А.И. — М.: Наука, 1982.—260 с.
3.	Хачин В. Н., Путин В. Г., Кондратьев В. В. Никелид титана. Структура и свойства. — М.: Наука, 1992.—160 с.
4.	Эффект памяти формы в сплавах: Пер. с англ. / Под ред. В.А. Займовского. — М_: Металлургия, 1979.—468 с.
509
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
А
Азотирование: 439
в частично диссоциированном аммиаке 440
в тлеющем разряде 448
Алитирование 453
Атмосфера контролируемая 416
Аустенит переохлажденный 14
— остаточный 103
Аустенитизация 42
Б
Бейна деформация 106
Бейнит: 150
верхний 155
нижний 155
бескарбидный 157
Борирование 453
В
Возврат при отпуске
— динамический 466
Восстановление зерна 216
Г
Газ эндотермический 416
Глубина прокаливаемости 297
Гомогенизация 242
Деформация:
аккомодационная 112
горячая 464
теплая 281, 464
Диаграмма:
изотермического образования аустенита 57
изотермических превращений аустенита 164
преимущественных режимов нагрева 382
ССТ (температура—диаметр) 188 термокинетическая 184
Диаграмма состояний: 8
железо—ванадий 18
железо—кобальт 17
железо—марганец 17
железо—никель 17
железо—углерод И
железо—хром 18
Диаметр идеальный критический 298
Закаливаемость 285
Закалка: 7, 285
бездеформационная 321
510
без полиморфного превращения 7 в двух средах 318 из межкритического интервала 324 изотермическая 373 истинная 7 купанием 319 на метастабильную структуру 7 объемная 305, 317 поверхностная 305, 324 светлая 311
с подстуживанием 317 с самоотпуском 7 ступенчатая 318
Зерно аустенита: грануляционное 245 действительное 66 наследственное 68 начальное 65
Зона внутреннего азотирования 442
И
Излом:
камневидный второго рода 214 камневидный первого рода 214 шиферный 244
Интервал:
мартенситный 103 отжигаемости 278
К
Карбиды специальные 22, 201 Карбонитрация 452 Карбюризатор 421 Квазиэвтектоид 89
Кластеры 84, 139 Коагуляция карбидов 42
Коалесценция карбидов 42
Коэффициент распределения 242
Колония перлитная 76
Л
Ликвация дендритная 242
— карбидная 243
м
Мартенсит: 14
двойникованный 118
деформации 145
напряжения 145
отпущенный 200
пакетный 115
пластинчатый 117
реечный 114
Мартенситное превращение: 99
атермическое 121
взрывное 122
изотермическое 123
обратное 104
Метод пробных закалок 298
— торцовой закалки 302
Мидриб 118
Н
Нагрев:
индукционный 385
контактный электрический 389
лазерный 391
пламенем горелки 390
сверхбыстрый 379
скоростной 379
электронно-лучевой 400
Наклеп фазовый 225, 490
511
Напряжения:
остаточные 253
структурные 314
термические 314
Наследственность
структурная 216
Нитроцементация 449 Нормализация 273
О
Обрабатываемость резанием 265 Обработка:
ступенчатая
высокотемпературная (СВТО) 246
термическая 5
термомеханическая (ТМО) 8, 457
— высокотемпературная (ВТМО) 459, 471
— низкотемпературная (НТМО) 459, 478 ----изотермическая (НТМИЗО) 481
химико-термическая 8, 402 холодом 320
Ориентационные соотношения:
Багаряцкого 80, 198
Исайчева 198
Курдюмова—Закса 108
Нишиямы 108
Питча 80
Отжиг: 6
второго рода 7, 256
диффузионный 242 для предупреждения образования флокенов 282 для уменьшения внутренних напряжений 253
изотермический 269 маятниковый 280 неполный 271 низкотемпературный 272 первого рода 6 полный 269
рекристаллизационный 7, 247 сфероидизирующий 277 циклический 280
Отпуск: 8, 329
высокий 358
кратковременный 383
низкий 329, 358 средний 358
П
Патентирование 275
Перегрев 68
— остаточный 210 Пережог 68, 211 Перекристаллизация структурная 209, 220
— фазовая 209, 220
Перлит: 75
зернистый 46
пластинчатый 76
—	ветвление пластин 82
—	розетки 82
—	субколонии 82 Плоскость габитусная 111 Полоса прокаливаемости 303 Полосчатость карбидная 244 Потенциал азотный 441
— углеродный 416 Превращение:
бейнитное 14, 150
бездиффузионное 13 диффузионное 13,72
нормальное 13 промежуточное 14, 150 сдвиговое мартенситное 13
512
прокаливаемость: 286, 294
бейнитная 296
перлитная 296
цементованного слоя 428
Прокатка контролируемая 486
Р
Равновесие термоупругое 105
Разрезы изотермических систем
Fe—С-М 25
Разрушение замедленное 291
Распад мартенсита
двухфазный 196
---однофазный 197
Растрескивание коррозионное 363
Рекри сталлизация динамическая 466
— метадинамическая 470
С
Самоотпуск 139
Сверхэластичность 499
Сегрегации зернограничные 16
Сетка цементитная 93
Синеломкость 241
Скорость нагрева:
верхняя критическая 63
нижняя критическая 63
Скорость закалки:
верхняя критическая 173
нижняя критическая 173
Соединения
интерметаллические 18
—	электронные 19
Сорбит 80
—	отпуска 200
Среды закалочные 308
Стабилизация аустенита термическая 133
Стали: 11
азотируемые 446
бейнитные 376
вторичнотвердеющие 336 высокопрочные 359 двухфазные
ферритно-мартенситные 326 наследственно крупнозернистые 67 наследственно мелкозернистые 67 цементуемые 427
Старение 8, 234
— деформационное 237
----динамическое 240
— термическое 234
Структура:
азотированного слоя 441 анормальная 78 видманштеттова 91 кристаллографически неупорядоченная 211
— упорядоченная 211
полосчатая волокнистая 244 цементированного слоя 434
Сфероидизация карбидов 42 — динамическая 281
Твердение вторичное 336
Текстура внутризеренная 220
Толщина цементованного слоя:
полная 423
эффективная 423
Точки критические 11, 23, 99
Троостит 80, 200
513
Улучшение 358
обусловленная вторичным твердением 347
Фазы:
внедрения 21
геометрически
плотноупакованные 20
Лавеса 19
сигма 19
топологически
плотноупакованные 19
Юм-Розери 19
Феррит 11
— бейнитный 53
Флокены 282
X
Хромирование диффузионное 453
Хрупкость водородная 361
Хрупкость при отпуске: 338
бейнитная 371
необратимая 338
обратимая 342
Цементация: 411
в твердом карбюризаторе 421
в тлеющем разряде 422
высокотемпературная
вакуумная 422
газовая 419
оксидом углерода 413
углеводородами 414
Цементит:
видманштеттовый 93
стержневидный 83
структурно-выродившийся 91 структурно-свободный 91
Цианирование 449
Элементы легирующие: 11,15 карбидообразующие 21 расширяющие у-область 16 суживающие у-область 16 не образующие карбидов 21
Эффект памяти формы 500
514
ОГЛАВЛЕНИЕ
ПРЕДИСЛОВИЕ................................................ 3
ГЛАВА 1. ОБЩИЕ ПОЛОЖЕНИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ.................................................. 5
1.1. Классификация видов термической обработки . .	5
1.2. Термическая обработка и диаграммы состояний .	8
ЕЗ. Основные превращения в стали................ 11
ГЛАВА 2. ЛЕГИРУЮЩИЕ ЭЛЕМЕНТЫ В СТАЛИ...................... 15
2.1.	Взаимодействие легирующих элементов с железом и между собой................................... 15
2.2.	Взаимодействие легирующих элементов с углеродом..................................... 21
2.3.	Влияние легирующих элементов на критические точки стали..................................... 23
2.4.	Влияние легирующих элементов на равновесные составы фаз в сталях............................ 25
2.5.	Диффузия в легированных сталях............. 37
ГЛАВА 3. ПРОЦЕССЫ, ПРОИСХОДЯЩИЕ ПРИ НАГРЕВЕ СТАЛИ С ФЕРРИТНО-КАРБИДНОЙ СТРУКТУРОЙ 42
3.1.	Процессы, протекающие при нагреве до точки Я| 42
3.2.	Образование аустенита при нагреве. . . . •. 48
3.3.	Рост аустенитного зерна.................... 65
ГЛАВА 4. ДИФФУЗИОННОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ......................... 72
4.1.	Образование фаз при диффузионном превращении 73
4.2.	Диффузионное превращение в доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях......................... 87
4.3.	Диффузионное превращение в легированных сталях 94
515
ГЛАВА 5. МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ................... 99
5.ЕОсновные закономерности мартенситных превращений ..................................... 99
5.2. Мартенситное превращение в углеродистых сталях 128 5.3. Влияние различных воздействий на мартенситное превращение............................... 139
ГЛАВА 6.	ПРОМЕЖУТОЧНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ................. 150
6.1. Основные закономерности промежуточного превращения ................................. 150
6.2. Механизм промежуточного превращения..... 157
ГЛАВА 7.	ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕ-
НИТА В ИЗОТЕРМИЧЕСКИХ УСЛОВИЯХ И ПРИ НЕПРЕРЫВНОМ ОХЛАЖДЕНИИ.................... 163
7.1.	Диаграммы изотермических превращений переохлажденного аустенита...................... 164
7.2.	Превращения переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении.................... 172
7.3.	Сопоставление превращений переохлажденного аустенита в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении............................ 182
7.4.	Диаграммы превращений аустенита при непрерывном охлаждении.................... 184
ГЛАВА 8. ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ НАГРЕВЕ СТАЛЕЙ С МАРТЕНСИТНОЙ И БЕЙНИТНОЙ СТРУКТУРАМИ............ 194
8.1.	Превращения при нагреве углеродистой стали с мартенситной структурой................. 195
8.2.	Влияние легирующих элементов на превращения при нагреве сталей с мартенситной структурой. 200
8.3.	Превращения при нагреве сталей с бейнитной структурой................................ 205
ГЛАВА 9 ПРЕВРАЩЕНИЯ В АУСТЕНИТНОМ СОСТОЯНИИ 209 9.1. Процессы, обуславливающие образование камне-вйдного излома...................................... 209
9.2. Структурная наследственность......... 216
516
ГЛАВА 10. ТЕРМИЧЕСКОЕ И ДЕФОРМАЦИОННОЕ СТАРЕНИЕ............................................. 234
10.1. Термическое старение................. 234
10.2. Деформационное старение.............. 237
ГЛАВА 11. ОТЖИГ ПЕРВОГО РОДА......................... 242
11.1.	Диффузионный отжиг................... 242
11.2.	Рекристаллизационный отжиг........... 247
11.3.	Отжиг для уменьшения внутренних напряжений................................. 253
ГЛАВА 12. ОТЖИГ ВТОРОГО РОДА......................... 256
12.1.	Свойства сталей с ферритно-карбвдной структурой 256
12.2.	Полный отжиг......................... 269
12.3	Неполный отжиг........................ 271
12.4.	Низкотемпературный отжиг............. 272
12.5.	Нормализация......................... 273
12.6.	Патентирование....................... 275
12.7.	Сфероидизирующий отжиг............... 277
12.8.	Отжиг для предупреждения флокенообразования. . 282
ГЛАВА 13. ЗАКАЛКА.................................... 285
13.1.	Свойства сталей, закаленных на мартенсит .... 286
13.2.	Прокаливаемость сталей............... 294
13.3.	Условия проведения закалки .......... 303
13.4.	Внутренние напряжения, возникающие при закалке.................................... 313
13.5.	Способы объемной закалки............. 317
13.6.	Закалка с обработкой холодом......... 320
13.7.	Бездеформационная закалка............ 321
13.8.	Поверхностная закалка................ 324
13.9.	Закалка из межкритического интервала. 324
ГЛАВА 14. ОТПУСК ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ.................... 329
14.1.	Изменение механических свойств закаленной стали при отпуске.......................... 329
517
14.2.	Хрупкость закаленных сталей при	отпуске. 338
14.3.	Факторы, влияющие на интеркристаллитное охрупчивание.............................  348
14.4.	Основные виды отпуска............... 358
14.5.	Высокопрочные стали со структурой отпущенного мартенсита........................... 359
ГЛАВА 15. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ С ПОЛУЧЕНИЕМ БЕЙНИТНЫХ СТРУКТУР........................ 366
15.1.	Свойства сталей с бейнитной структурой.. 366
15.2.	Изменение свойств сталей с бейнитной структурой при отпуске......................... 369
15.3.	Изотермическая закалка.............. 373
15.4.	Обработка на бейнитную структуру малоуглеродистых сталей............................. 376
ГЛАВА 16. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА С ПРИМЕНЕНИЕМ СКОРОСТНЫХ МЕТОДОВ НАГРЕВА.......................... 378
16.1.	Особенности формирования структуры при скоростных нагревах....................... 379
16.2.	Индукционный нагрев................. 385
16.3.	Контактный электронагрев............ 389
16.4.	Нагрев пламенем горелки............. 390
16.5.	Лазерный нагрев..................... 391
16.6.	Электронно-лучевой нагрев........... 400
ГЛАВА 17. ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ . . 402 17.1. Строение диффузионной зоны при химикотермической обработке............................... 403
17.2.	Цементация.......................... 411
17.3.	Азотирование........................ 439
17.4.	Нитроцементация и цианирование...... 449
17.5.	Диффузионное насыщение стали металлами. . . . 452
ГЛАВА 18. ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ ... 457 18.1. Формирование структуры при повышенных температурах пластической деформации................... 460
518
18.2.	Высокотемпературная термомеханическая обработка .................................... 471
18.3.	Низкотемпературная термомеханическая обработка .................................... 478
18.4.	Термомеханическая обработка с деформацией во время превращения........................  481
18.5.	Термомеханическая обработка с деформацией мартенсита................................ 484
18.6.	Контролируемая прокатка............. 486
ГЛАВА 19. СПЕЦИАЛЬНЫЕ ВИДЫ ОБРАБОТКИ................ 490
19.1.	Упрочнение фазовым наклепом......... 490
19.2.	Упрочнение сталей с образованием мартенсита деформации................................ 496
19.3.	Эффекты сверхэластичности и памяти формы . . 499
РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК . . 503
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ................................ 510
519