Закалка с полиморфным и без полиморфного превращения. Закаливаемость и прокаливаемость сталей. Закалочные напряжения

Процессы, происходящие в сплавах на основе железа при нагреве до температур выше полиморфного a®g превращения. Рост зерна аустенита при нагреве. Фазовый наклеп и явление структурной наследственности

При нагреве сталей или сплавов выше температур критических точек (А₁ и А₃) в металле будут протекать следующие основные процессы: фазовая a®g перекристаллизация (рис.2.0); растворение частиц вторичной фазы; рост зерна аустенита; увеличение количества точечных дефектов (вакансий); гомогенизация аустенита (рис. 2.1.; 2.11;); рекристаллизация аустенита в результате фазового наклепа (при нагреве сталей в область температур точки b Чернова).

Рис.2.0- Схема образования аустенита при нагреве стали с перлитной структурой (эвтектоидный состав) до температуры выше критической точки АС1: а - исходная структура (пластинчатый П- состоит из чередующихся пластин Ф и Ц); б,в,г –образование аустенита при нагреве выше АС1(незначительный перегрев выше АС1); д - образование аустенита при нагреве выше АС1 (сохраняются еще нерастворившиеся частицы Ц); е – получение гомогенного аустенита при нагреве выше АС1 (за счет более высокой температуры перегрева относительно АС1 или увеличения времени выдержки).

В термические цеха или участки чаще всего поступают металлоизделия (отливки, поковки, готовые детали после механической обработки, или заготовки из проката и т.д.) для их термической обработки с ферррито-перлитной или перлитной структурой. Поэтому при изучении фазового перехода a®g при нагреве стальных изделий часто для упрощения рассматривается этот процесс применительно к изделиям из эвтектоидной стали, имеющей структуру перлита.

Известно, что фазовое превращение в металлах и сплавах, происходящее в твердом состоянии, по концентрационному признаку подразделяют на диффузионные и бездиффузионные (мартенситныеили сдвиговые ) по отношению к атомам растворенного элемента – углероду.

Диффузионный механизм реализуется при достаточно высоких температурах, когда скорость диффузии достаточна для неупорядоченного перехода атомов железа через границы раздела фаз. При этом образование новой фазы сопровождается диффузионным перераспределением компонентов.

При пониженных температурах нагрева относительно критических точек скорость диффузии мала и превращение осуществляется направленными макроскопическими сдвигами (бездиффузионным механизмом), через механизм зарождения кристаллов аустенита и их рост. Для образования зародышей аустенита необходимы флуктуации углерода в исходном растворе. При бездиффузионном превращении концентрационных изменений в сплавах не происходит и образующиеся участки новой фазы, не отличаются по составу от исходной фазы.

По характеру перестройки кристаллической решетки при фазовых переходах различают нормальное и сдвиговое мартенситное превращения.

При нормальном (флуктационном) механизме превращения смещение атомов на границе раздела фаз не является упорядоченным. В результате термического воздействия на металл или сплав отдельные атомы или их объединения (группы) «отрываются» от решетки исходной фазы и присоединяются к решетке новой фазы. В связи с тем, что такой переход требует от системы значительной энергии активации, нормальный механизм перестройки кристаллической решетки в значительной степени зависит от температуры металла. Такой тип перестройки решетки может быть реализован как при диффузионном, так и при бездиффузионном (сдвиговом) превращении.

При сдвиговом мартенситном механизме превращения перестройка кристаллической решетки, из исходного состояния в новое, осуществляется упорядоченным кооперативным перемещением атомов на расстояния, не превышающие межатомные при упругом (когерентном) сопряжении решеток. Такое сдвиговое (мартенситное) превращение является бездиффузионным.

Перед нагревом стальные изделия с исходной структурой - перлита (составляющими которого являются феррит и цементит) отличаются по химическому составу от аустенита, который образуется в стали при перегреве выше критической точки А_С1. Известно, что ниже А_С1 в феррите содержится 0,022%С, а в цементите содержание углерода- 6,67% (мас.). При нагреве эвтектоидной стали выше температуры линии РSК диаграммы Fe-C (соответствует температуре критической точки А₁) аустенит уже содержит углерода такое количество, которое имеет эвтектоид, т.е. 0,8% ( соответствует концентрации точки S диаграммы Fe-C).

В соответствии с диаграммой Fe-C температура (То) фазового равновесия (Ф+П + А) находится в области температуры 727⁰С. Это значит, что при этой температуре свободная энергия всех фаз с соответствующей концентрацией углерода одинаковая (рис. 2.1) и фазовых превращений не происходит.

Рис. 2.1 Изменение свободной энергии аустенита (FА), мартенсита (FМ) и перлита (FП) с изменение температуры (а)

При нагреве стали выше температуры точки А_С1 трехфазное равновесие нарушается и свободная энергия перлита (смеси a-железа + Ц) будет выше, чем g-железа, поэтому происходит превращение смеси a - железа + Ц (перлит) в аустенит (g-железо). Чем больше будет перегрев металла выше температуры точки фазового равновесия (А_С1), тем больший энергетический стимул для превращения перлита в аустенит будет в рассматриваемой системе.

Превращение перлита в аустенит в соответствии с диаграммой состояния Fe-C может происходить только при очень медленном нагреве, т.к. с повышением скорости нагрева превращение запаздывает и к моменту его начала, металл получается перегретым относительно температуры фазового равновесия. Из рис. 2.2 видно, что чем выше температура перегрева относительно А_С1, тем быстрее протекает превращение (т.е. за меньший отрезок времени – сравнить для V₂ >V₁).

Повышение скорости нагрева приводит к увеличению степени перегрева металла относительно температуры равновесного фазового состояния, при этом уменьшается необходимая для образования зародыша флуктуация углерода. Так, например, для стали У8 установлена (табл.2.1) следующая экспериментальная зависимость количества образовавшегося аустенита от температуры перегрева относительно точки А_С1 (температура фазового равновесия). Одной из главных особенностей a®g превращения, которая требует понимания у изучающих этот вопрос, является способность образования аустенита со средним содержанием углерода 0,8% при перегреве стали выше температуры критической точки Ас₁ (т.е. было в феррите ниже температуры А₁ 0,022%С, а при переходе через линию РSК диаграммы Fe-C стало 0,8%).

Рис. 2.2- Схематическая диаграмма изотермического образования аустенита в эвтектоидной стали (1-начало образования аустенита; 2- переход феррита в аустенит; 3 –конец растворения цементита; 4 –завершение процесса гомогенизации аустенита).

Таблица 2.1 Зависимость количества образующегося аустенита при перегреве стали У8 с различной степенью относительно температуры точки А_С1

Температура нагрева,^0С
Количество образовавшегося аустенита, %	1	7	15	20	70	80	99

Для правильного понимания процессов структурообразования при термической обработке необходимо ответить на ряд вопросов. Одним из таких вопросов является, каким образом за очень короткое время в исходной двухфазной структуре (феррит+карбид) стали при нагреве выше А_С1 так быстро возникают участки g-фазы (аустенита) с высоким содержанием углерода (0,8%) при больших концентрационных различиях в исходной структуре металла (т.е. в Ф и Ц).

Другим важным вопросом дискуссии, которая происходит вокруг этого превращения, является приоритетность процессов при нагреве стали, т.е. что происходит в первую очередь, а что во вторую – либо полиморфное превращение a®g первично, а диффузионное перераспределение углерода, уже в аустените, вторично, либо диффузионное перераспределение углерода в a-фазе первично, а затем происходит перестройка кристаллической решетки a®g.

Еще одним дискуссионным вопросом при рассмотрении полиморфного a®g превращения является место образования зародыша аустенита.

До настоящего времени нет однозначно принятой теории о процессах, происходящих при нагреве до температур, близких к А_С1 и при полифморфном a®g превращении.

Существует несколько теорий, которые утверждают, что полиморфное a®g превращение в сталях может быть реализовано двумя механизмами: -

-диффузионным (нормальным или флуктуационным) - сторонники диффузионного механизма образования аустенита считают, что при нагреве стали до температуры точки А_С1 в металле сразу образовываются зародыши аустенита равновесного состава (0,8%С), т.к. формирование g-фазы с меньшей (чем 0,8%С) концентрацией углерода не может происходить с термодинамической точки зрения из-за того, что свободная энергия аустенита с малой концентрацией углерода больше, чем у равновесного. Поэтому для образования стабильного по составу (по углероду) зародыша аустенита феррит стали, прежде чем превратиться из a-модификации в g-модификацию, должен обогатиться углеродом до концентрации, равновесной для g-фазы конкретной стали (определяется положением на кривой GS или SE диаграммы Fe-C при температуре превращения). Таким образом, для стали эвтектоидного состава две фазы (цементит и феррит®перлит), находящиеся в металле при температурах вблизи точки А_С1 (ниже и выше), начинают превращаться в аустенит с диффузионного перераспределения углерода, т.е. феррит вначале насыщается углеродом до концентрации, близкой к эвтектоидной (0,8%), а затем происходит полиморфное превращение путем перестройки решетки. Из этого следует, что первичным процессом является перераспределение углерода и насыщение им феррита до концентрации около 0,8% С. Затем следует полиморфное превращение (вторичный процесс);

- бездиффузионным (сдвиговым). В соответствии с этой теорией предполагается возможность образования g-фазы при нагреве путем бездиффузионной перестройки решетки железа при переходе выше температуры точки А_С1. Возникший участок малоуглеродистого аустенита затем насыщается углеродом за счет растворения карбидов и диффузии углерода от карбидной частицы в аустенитный зародыш. В этой теории первичным является процесс полиморфного a®g превращения, а процесс растворения карбидных частиц и диффузии углерода в зародыш аустенита является вторичным.

Возможность бездиффузионного a®g превращения признают многие исследователи, изучающие процессы структурообразование при скоростном нагреве (сотни градусов в секунду).

В настоящее время привалирует гипотеза о двухстадийном образовании зародышей аустенита при нагреве сталей, на основании которой на первой стадии процесс полиморфного превращения и образования зародышей аустенита происходит по бездиффузионному (сдвиговому) механизму с образованием метастабильного малоуглеродистого аустенита, при этом междуфазами сохраняется когерентность границ. Подтверждением сдвигового характера превращения являются такие факты: - игольчатая или пластинчатая форма первых участков образующегося аустенита; появление рельефа на поверхности шлифа и “наследование” плотности дислокационной субструктуры, которая была в предшествующей структуре. Зародыши аустенита образуются на межфазных границах феррит-цементит и на границах зерен феррита. Но быстрее происходит образование аустенита в перлитных колониях. А в сталях со структурой зернистого перлита аустенит зарождается около частиц карбидов, расположенных на границах ферритных зерен. В доэвтектоидных сталях аустенит образуется преимущественно на границах зерен и субзерен в полиэдрическом феррите и по границам перлитных колоний.

На второй стадии превращения перлита в аустенит при a®g превращении происходит увеличение концентрации углерода в таком метастабильном аустените и приближение его к эвтектоидному составу (т.е. к 0,8%) за счет растворения частиц карбидов. При этом экспериментально отмечается значительная разница по концентрации углерода в участках аустенита, который образовался в ферритной матрице и в перлитных колониях. Так, например, для стали 20 при нагреве до 730⁰С и выдержки 1 мин в зародышах «ферритного» аустенита содержание углерода составляло 0,18%, в то время как к в «перлитном» аустените углерода было в среднем 0,53%. С повышением температуры нагрева содержание углерода как в «ферритном» так и в «перлитном» аустените возрастает за счет более полного растворения карбидной фазы, однако разница в концентрациях углерода в аустените различных участков сохраняется. По мере роста аустенитных зерен когерентность границ теряется и сдвиговый механизм меняется на нормальный (диффузионный). В доэвтектоидных сталях после исчезновения перлита, аустенит, возникший на его месте, начинает поглощать феррит (полиэдрический). В сталях с повышенным содержанием углерода ферритные зерна поглощаются аустенитом раньше, чем полностью растворяется цементит в местах, где ранее находились колонии перлита. В заэвтектоидных сталях, при реализации режимов термической обработки с нагревом до температур выше А_С1 и последующей выдержки в структуре аустенита существует и часть нерастворившегося цементита (полное его растворение может произойти при нагреве выше А_cm).

При рассмотрении процесса полиморфного превращения необходимо еще раз уточнить, что процессу превращения при нагреве выше А_С1 фактически подвергаются три фазы – феррит полиэдрический и феррит с цементитом - как составляющие перлита. При этом концентрация углерода во всех этих трех фазах различна. И поэтому вновь образовавшийся аустенит неоднороден по содержанию углерода даже в объеме одного зерна (рис. 2.3). Это фиксируется даже по микротвердости металла. В тех объемах металла, где перед превращением были колонии перлита, содержание углерода больше, чем в тех объемах стали, где находился феррит (если исходная структура металла феррит+ перлит).

Образование аустенита в сталях в изотермических условиях наблюдается после некоторого инкубационного периода (задержка процесса – см. рис.2.2 и 2.3). Зависимость количества образовавшегося аустенита в стали от времени выдержки при определенной температуре выше критической точки описывается кинетической кривой, характерной для процессов, происходящих в структуре твердых металлов. На рис. 2.4 приведены в координатах «количество образующегося аустенита – время» такие кинетические кривые образования аустенита при нагреве эвтектоидной стали. С увеличением степени перегрева металла выше критической точки А_С1 объемная скорость образования аустенита существенно повышается (см. рис.2.2;2.3 и табл.1), но по мере уменьшения еще не превращенного объема аустенита она снижается.

Рис.2.3- Схематическое изображение диаграммы изотермического образования аустенита в легированной стали (Гуляев А.П.)

Рис.2.4- Влияние температуры на кинетику процесса образования аустенита в эвтектоидной стали (Блантер М.Е.)	Рис. 2.5- Кинетические кривые при различных степенях перегрева (Т1< Т2< Т3< Т4< Т5) эвтектоидной стали относительно критической точки АС1 (Новиков И.И.)

С повышением температуры (увеличением степени перегрева) продолжительность инкубационного периода резко сокращается (рис.5.5), а время полного превращения перлита в аустенит прогрессивно уменьшается (оа₁>оа₂ >оа₃ >оа₄ >оа₅). Это обусловлено уменьшением термодинамической устойчивости исходного фазового состояния стали и возрастанием диффузионной подвижности атомов.

Следует также отметить, что на положение температуры критических точек при a®g превращении влияет и состояние исходной структуры, степень ее дефектности. Установленными фактами являются снижение температуры фазового перехода в сталях, структура которых была подвергнута, например, холодной деформации, в меньшей мере это влияние характерно для закаленной стали. Считается, что изменение температуры фазового превращения обусловлено изменением внутренней энергии системы за счет повышения дефектности решетки (преимущественно это относится к беспорядочно расположенным в структуре металла дислокациям). Известно также, что при наследовании g-фазой (аустенитом) дефектов исходной структуры они (дефекты), сохраняются в аустените при перегревах до температур, значительно превышающих критические точки.

Нагрев металла в производственных условиях может осуществляться с различной скоростью при использовании различных нагревательных устройств (газовых или электрических печей, соляных ванн, высокоэнергетическими устройствами, токами высокой частоты и т.д.). Известно, что с повышением скорости нагрева металла (например, при индукционном нагреве - сотни градусов в секунду) температура его критических точек непрерывно растет (относительно своего традиционного положения), и темп роста тем выше, чем грубее исходная перлитная структура металла. Причиной этого роста температуры критических точек является эффект «затягивания» кинетики фазового превращения, обусловленный тем, что для диффузионного перемещения атомов углерода в g -решетке требуется некоторое минимальное время. Именно в этом заключается основная причина концентрационного механизма образования аустенита при скоростном нагреве.

Установлено, что характер повышения температурных интервалов аустенитизации стали с различной исходной структурой практически одинаков (при реально достижимых скоростях нагрева). Разница состоит лишь в том, что при одной и той же температуре нагрева время аустенитизации тем меньше, чем дисперснее структура. При этом решающее влияние на скорость изотермического превращения (при достижении температуры выше критической) оказывает не абсолютная температура процесса, а температура перегрева металла над равновесной точкой (т.е. над критической точкой).

Следует отметить, что для чистого железа быстрая кинетика аустенитизации объясняется тем, что полиморфное превращение в нем не требует диффузионных перемещений атомов на расстояния больше межатомных (т.е. в нем реализуется чисто сдвиговый кристаллоструктурный механизм a®g превращения).

А вот в массивных поликристаллических образцах железа, где содержится достаточно большое количество дефектов решетки, перестройка a®g решеток осуществляется уже по флуктационному механизму (нормальному или механизму зарождения и роста).

В сталях при скоростном нагреве и превращении перлита в аустенит есть еще одно звено, определяющее механизм перестройки решетки – диффузия атомов углерода в a-решетке (т.е. концентрационный механизм превращения ). И до тех пор, пока диффузия не обеспечит нужную для полиморфного превращения концентрацию углерода в аустените (соответствующую линии GS диаграммы Fe-C), фронт превращения не может продвинуться в глубину ферритной решетки. Исходя из этого кинетика аустенитизации стали при скоростном нагреве полностью определяется скоростью диффузии и величиной диффузионного пути. Именно поэтому критическая точка металла с увеличением скорости нагрева повышается тем медленнее, чем мельче и дисперснее структура перлита. Это говорит о том, что быстрота образования аустенита в стали определяется диффузионным перемещением углерода в первых порциях аустенита (главенствующий фактор), а не фазовой перекристаллизацией a®g решеток. Таким образом в стали реализуется концентрационный механизм превращения a®g (может быть диффузионным или бездиффузионным по отношению к атомам растворенного элемента – углероду). Хотя в ряде работ приводятся данные о том, что в легированном железе (стали) превращение a®g вероятнее всего может происходить параллельно сдвиговым и флуктационным способами. Но эксперименты на перлитных сталях показали, что основным механизмом образования аустенита при скоростном нагреве является диффузионный.

Известно, что концентрационные изменения в образующемся аустените при скоростном нагреве стали выше критической точки продолжаются до тех пор, пока максимальный разбег концентрации углерода от уровня линии GS до SE не выравняется вплоть до полной гомогенизации аустенита.

Степень наследования аустенитом, образующимся при скоростном нагреве стали, структурных несовершенств и возникновением новых дефектов решетки в результате фазового наклепа, в значительной степени зависит от устойчивости дефектной структуры обрабатываемой стали, от вида и уровня ее легирования и условий охлаждения.

Еще в 50-х годах прошлого столетия было установлено, что первичным при индукционном нагреве является полиморфное a®g превращение, идущее с уменьшением объема и поглощением тепла (например, при превращении перлита в аустенит поглощается около 20-60 кал/г энергии), а вторичным является карбидное превращение (проходит с увеличением объема). Часто, при снижении скорости нагрева эти два процесса происходят практически одновременно.

На практике при изучении кинетики образования аустенита при нагреве часто используют обобщенные диаграммы, на которых в координатах «температура – логарифм времени» наносят кривые, характеризующие процесс образования аустенита, переход феррита в аустенит, растворение цементита и окончание процесса гомогенизации аустенита (рис. 2.2). Если на такую диаграмму нанести линии, характеризующие различные скорости нагрева металла, то наглядно становится видно, что с увеличением скорости нагрева (V₂), по сравнению с медленным нагревом металла (V₁), происходит повышение температур начала и конца превращения аустенита, а также увеличивается температурный интервал между этими процессами. В связи с тем, что на практике чаще всего эти процессы происходят в условиях непрерывного нагрева металла, для изучения кинетики образования аустенита используют термокинетические диаграммы (т.е. полученные в условиях непрерывного изменения температуры при нагреве).

Для их построения используют нагрев металла с различной скоростью и при этом фиксируют указанные процессы (образования аустенита, переход феррита в аустенит, растворение цементита и окончание процесса гомогенизации аустенита). На рис.2.6 приведены такие сравнительные диаграммы образования аустенита при нагреве стали с 0,7% в изотермических условиях и при непрерывном нагреве.

а –исходная структура стали - зернистый перлит;

б – исходная структура – пластинчатый перлит

Рис. 2.6- Диаграммы образования аустенита в стали с 0,7%С при нагреве в изотермических условиях (а) и при непрерывном нагреве (б) [Розе]:

Следует отметить, что процесс образования аустенита при нагреве является эндотермическим (т.е. сопровождается поглощением тепла), поэтому для своего развития требует непрерывного подвода тепла. В связи с этим на кинетику превращения аустенита оказывают воздействие условия и способ нагрева металла (нагрев в газовой или жидкой среде; печной или индукционный нагрев и т.д.).

Для получения однородного по составу (гомогенного) аустенита при нагреве стали необходимо не только достигнуть температуры выше температуры перлито-аустенитного превращения, но и дать соответствующую выдержку, достаточную для завершения диффузионных процессов внутри аустенитных зерен или перегреть металл выше этой температуры. При этом скорость гомогенизации аустенита определяется многими факторами – исходной структурой стали, степенью дисперсности структурных составляющих и их дефектностью, содержанием легирующих элементов и т.д.

Легирование сталей вносит существенные изменения на протекание всех стадий аустенитизации за счет:

-уменьшения скорости перестройки решетки при a®g превращении;

-изменения равновестных концентраций на межфазных границах;

-изменения скорости диффузии углерода в феррите и аустените.

При образовании аустенита в легированных сталях происходит замедление процесса превращения за счет перераспределения легирующих элементов между фазами металла. Это связано с тем, что коэффициенты диффузии легирующих элементов, как правило, значительно меньше по сравнению с углеродом. Легирующие элементы изменяют температуру критических точек сталей. Элементы, расширяющие аустенитную область, снижают температуру критических точек, увеличивая при этом степень перегрева металла по отношению к А_С1при неизменной температуре нагрева.

Легирующие элементы в сталях, сужающие аустенитную область, воздействуют на процесс образования аустенита при нагреве в обратном направлении.

Легирующие элементы существенно замедляют стадию выравнивания концентрационной неоднородности как по легирующим элементам (меньшая скорость диффузии), так и по углероду. Легирующие элементы в феррито-карбидной структуре распределены неравномерно.

Карбидообразующие элементы (к ним относятся: Fe, Mn, Cr. Mo, W, Nb, V, Zr, Ti, Ce- по возрастающей степени сродства к углероду и устойчивости карбидных фаз) находятся в основном в карбидной фазе, некарбидообразующие (Ni, Co, Al, Si, Cu) в феррите. Карбидообразующие элементы увеличивают энергию межатомных связей и затрудняют растворение частиц вторичной фазы. А специальные карбиды растворяются при более высоких температурах нагрева по сравнению с цементитом. Поэтому этот факт необходимо учитывать при назначении режимов термообработки (время на растворение карбидов и время на гомогенизацию аустенита). В последние десятилетия в учебной литературе представлены экспериментальные данные относительно гомогенизации аустенита и получения однородного жидкого расплава, из которых следует, что для получения однородного аустенита процесс гомогенизации должен проводиться при значительных перегревах (относительно критических точек) или больших выдержках.

Но при проведении операции гомогенизации аустенита возникает опасность получения неблагоприятной структуры аустенита с точки зрения его размеров. Это связано с тем, что аустенитное зерно после образования (начальное) при повышении температуры или по окончании нагрева - в процессе выдержки, начинает самопроизвольно расти (действительное зерно – до момента начала охлаждения), что объясняется уменьшением суммарной поверхностной энергией. При этом существенное влияние на параметры зеренной структуры аустенита оказывает скорость нагрева металла (от температур А₁ и до заданной температуры) через такие параметры, как число центров кристаллизации (ч. ц.- т.е. число зародышей) и скорость роста частиц (с.р.ч.).

Различают три возможные количественные характеристики размера зерна аустенита в стали: начальный, действительный, наследственный.

После окончания фазового превращения и образования большого количества мелкозернистого аустенита (начальное зерно) металл либо продолжают и дальше перегревать до заданной температуры (например, для более полного растворения частиц карбидов) или выдерживают в течение времени, достаточном для более полной гомогенизации аустенита. Под начальным подразумевают размер зерна аустенита, полученного на месте бывших колоний перлита (на границе раздела между ферритом и цементитом - структурными составляющими перлита) немедленно по окончании процесс нагрева и образования аустенита в надкритическом интервале температур (т.е. выше критических точек). При дальнейшем нагреве металлоизделия или изотермической выдержке эти начальные зерна аустенита начинают расти.

Под действительным понимают размер зерна, полученного в конкретных данных условиях нагрева при термической обработке металла. Действительное зерно аустенита всегда больше начального, так как после окончания образования аустенита его зерна растут до определенных размеров, которые определяются температурой нагрева, временем выдержки и целым рядом других факторов. Структура стали после ТО определяется величиной только действительного зерна аустенита, чем мельче действительное зерно аустенита, тем дисперснее будет и вторичная структура термообработанного металла. При этом следует отметить, что зерно аустенита можно измельчать только при a®g превращении (либо при фазовой перекристаллизации аустенита в области температур точки b Чернова). Эффективным способом измельчения аустенитного зерна является совмещение процессов горячей деформации и рекристаллизации, но такой процесс в условиях конкретного производства часто невозможно осуществить по ряду причин.

При термической обработке ускоренное охлаждение металла из аустенитного состояния не измельчает зерно аустенита, а только создает условия для образования мелозернистой вторичной структуры в объемах бывших аустенитных зерен. Получение крупнозернистого аустенита, который при последующем охлаждении претерпевает превращение по любому механизму (мартенситному или диффузионному), незначительно влияет на значения пределов прочности и текучести, твердости, относительного удлинения, но существенно снижает уровень ударной вязкости (особенно низкотемпературной) и повышает порог хладноломкости обрабатываемого металла.

Стали одной и той же марки могут различаться по своей склонности к росту зерна аустенита при нагреве. Это зависит от многих факторов (количества включений - оксидов, нитридов, карбидов, способа выплавки и раскисления стали, условий кристаллизации и т.д.), которые можно отнести к особенностям металлургического производства стали. При этом в одной стали при нагреве зерно аустенита будет расти медленно и равномерно, а в другой быстро и неравномерно, т.е. наряду с мелкими зернами будут и очень крупные. В связи с этим различают (рис. 2.7) стали наследственно крупнозернистые и наследственно мелкозернистые.

Наследственный размер зерна аустенита -технологическая характеристика склонности стали к росту зерна, он может быть меньше или больше действительного (в зависимости от того, при какой температуре зафиксировано действительное и при какой определялось наследственное).

В наследственно крупнозернистой стали зерно начинает интенсивно расти при достижении определенной температуры выше А_С3, которую называют пороговой температурой - выше которой начинается интенсивный рост зерна (иногда называют температурой порогового роста аустенитного зерна).

Рис. 2.7 - Схема роста зерна аустенита при нагреве (Лахтин Ю.М.)

А в наследственно мелкозернистой стали при достижении такой же температуры нагрева или даже при нагреве до более высокой зерно аустенита остается мелким.

Под наследственным размером зерна аустенита понимают его размер, определенный с помощью стандартной методики. Для определения склонности стали к росту зерна пользуются стандартной технологической пробой, одна из которых состоит в нагреве стали до температуры 930⁰С и фиксации структуры, свойственной этому состоянию различными способами (напр. доэвтектоидную сталь цементируют в течение 8 часов и медленно охлаждают, а по сетке карбидов на границах аустенитных зерен определяют их размер. Заэвтектоидную сталь выдерживают при этой температуре 3 ч и медленно охлаждают для выделения карбидов на границах зерен). Такую температуру аустенитизации условно выбрали потому, что в основном при термообработке стальных металлоизделий редко подвергают нагреву выше указаной температуры. Существуют стандарты (в СНГ ГОСТ 5639-82), в которых приведены размеры зерна (площадь) аустенита с соответствующим номером (ранее назывался балл зерна), который показывает либо средний размер зерна в микронах или количество зерен на 1мм² поверхности исследуемого шлифа. Считают, что конструкционные стали с номером зерна 6…14 после аустенитизации при 930⁰С по вышеуказанной методике являются наследственно мелкозернистыми, а с номером зерна от 1 до 5 – наследственно крупнозернистыми.

Практически все легирующие элементы, кроме марганца и кремния, тормозят рост аустенитного зерна при нагреве. На рост зерен при нагреве оказывает большое влияние и наличие частиц вторичной фазы на границах зерен, которые сдерживают их рост, и также и скорость нагрева. Существенное влияние на склонность к росту аустенитного зерна оказывает и способ раскисления стали – при раскислении только ферромарганцем (кипящая сталь) или ферромарганцем и ферросилицием – наследственно крупнозернистая, а при дополнительном раскислении алюминием – мелкозернистая. Это объясняется наличием в стали, раскисленной алюминием, мельчайших частиц нитридов и оксидов алюминия, которые выделяются на границах зерен и препятствуют их росту.

На рис. 2.8 приведена схема процесса образования аустенита в стали с перлитной структурой и размеров аустенитного зерна при медленном нагреве и медленном охлаждении с температур аустенитизации.

Рисунок 2.8 – Схема изменения размера зерна в стали с перлитной структурой в зависимости от температуры нагрева стали и последующего медленного охлаждения с температур аустенитизации: а) наследственно мелкозернистые стали; б) наследственно крупнозернистые стали.

Существуют стандарты, в которых приведены шкалы эталонных микроструктур (в СНГ ГОСТ 5639-82, аналогичные есть в ASTM и DIN), где размеры зерна (номер или балл зерна – N) соответствуют занимаемой определенной площади (т.е. либо средний размер зерна в микронах или количество зерен на 1мм² поверхности исследуемого шлифа). Так, например, зерно феррита с баллом N=1 при рассмотрении шлифа под микроскопом при увеличении х100 занимает площадь в квадратный дюйм. В таких эталонах микроструктур шкала логарифмическая, т.е. зерно с баллом N=2 занимает площадь вдвое меньшую, чем зерно с баллом N=1; зерно с баллом N=3, соответственно, в 4 раза меньше, чем зерно с баллом N=1 и т.д. При этом средняя площадь зерна F=500х2^8-Nмкм². При определнии размеров зерен часто определяют не площадь зерна, а «среднюю хорду - d» - среднее расстояние между точками пересечения случайной прямой с границами зерна. Обычно параметр d и считают «размером» зерна.

Для ГОСТ 5639-82 d=0,89ÖF, а соответствие между d и F следующее (таблица 2. 2):

Балл N
Средняя хорда,d,мкм							3,5

В табл.2.3 приведены средние размеры зерен различных номеров. Считают, что конструкционные стали с номером зерна 6…14 после аустенитизации при 930⁰С по вышеуказанной методике являются наследственно мелкозернистыми, а с номером зерна от 1 до 5 – наследственно крупнозернистыми. Практически все легирующие элементы, кроме марганца и кремния, тормозят рост аустенитного зерна при нагреве. На рост зерен при нагреве оказывает большое влияние и наличие частиц вторичной фазы на границах зерен, которые сдерживают их рост, и также и скорость нагрева.

Таблица 2.3 - Средний размер зерна различных номеров

Существенное влияние на склонность к росту аустенитного зерна оказывает и способ раскисления стали – при раскислении только ферромарганцем (кипящая сталь) или ферромарганцем и ферросилицием – наследственно крупнозернистая, а при дополнительном раскислении алюминием (при малых его содержаниях -<0,1%)– мелкозернистая. Это объясняется наличием в стали, раскисленной алюминием, мельчайших частиц нитридов и оксидов алюминия, которые выделяются на границах зерен и препятствуют их рост.

Из рис.2.8 видно, что при нагреве до температур выше температуры критической точки А₁ примерно на 30-50⁰С из перлита образуется мелкое зерно аустенита. Из мелкого действительного аустенитного зерна при медленном охлаждении (реализуется при отжиге или нормализации толстостенных деталей) образуется по диффузионному механизму мелкозернистая вторичная структура. В случае нагрева такой стали выше температуры порогового роста аустенитного зерна происходит рекристаллизация аустенита и существенный рост его зерен. При дальнейшем медленном охлаждении из такого действительного аустенитного зерна образуется крупнозернистая вторичная структура, что обусловливает снижение прочности, ударной вязкости (особенно при низких температурах), повышение порога хладноломкости и т.д. На практике такие условия ТО необходимо избегать, т.к. они резко снижают ее эффективность и могут приводить к отбраковке продукции или необходимости повторного ее проведения.

На рис.2.9 приведены данные по влиянию температуры аустенитизации и концентрации углерода в стали на размер аустенитного зерна. На практике стремятся выбрать оптимальные условия термической обработки, которые позволяют избегать значительного укрупнения аустенитного зерна, но при этом достигнуть максимально возможного растворения частиц вторичной фазы и гомогенизации аустенита.

Для измельчения зеренной структуры в сталь часто вводят легирующие элементы, которые задерживают рост аустенитного зерна при нагреве или в процессе высокотемпературной горячей деформации.

Рис.2.9 - Влияние температуры аустенитизации и концентрации углерода в стали на размер аустенитного зерна (Геллер Ю.А.)

Легирующие элементы в стали в разной степени влияют на размер аустенитного зерна (рис.2.9 а).

Рис.2.9а- Влияние концентрации легирующих элементов на величину зерна аустенита в стали (Паисов И.В.)

Из рис.2.9 а видно, что для достижения в стали 9-го номера зерна аустенита достаточно ввести 0,06-0,08% алюминия, тогда как при легировании ванадием его концентрация должна быть не менее 0,5-1,0%. Легирующие элементы, вводимые в сталь, образуют карбиды, нитриды, карбонитриды, интерметаллиды, которые диссоциируют при высоких температурах и сдерживают рост аустенитного зерна до момента своего растворения.

Большой практический и научный интерес представляют обнаруженная К.А. Малышевым, В.Д. Садовским, Б.Г., Браун М.П,Сазоновым и исследованная В.И Архаровым, Ю.Д. Козмановым, С.С. Дъяченко и др. учеными перекристаллизация аустенита, обусловленная внутрифазовым наклепом (т.е. аустенит в высокотемпературной области – значительно выше А_С3 начинает претерпевать измельчение, подобно рекристаллизации наклепанного феррита). Исследования показали, что в случае получения в стали при предварительной обработке крупного аустенитного зерна может происходить восстановление такого состояния (рис.2.8) при финишной ТО при аустенитизации (в случае стечения ряда факторов –предварительной обработки, скорости нагрева, температуры аустенитизации и др.), что получило определение в литературе как явление структурной наследственности. При этом понятие структурная наследственность может рассматриваться в нескольких аспектах.

Первым аспектом структурной наследственности является получение в предварительно перегретых до высоких температур стальных изделиях камневидного излома, образование которого объясняется барьерным действием выделений и сегрегаций примесей на границах бывшего аустенитного зерна

Такое явление не позволяет получать оптимальный комплекс свойств после финишной ТО и поэтому усилия многих ученых были направлены на выяснение причин такой структурной наследственности. Было обнаружено, что при соблюдении определенных технологических принципов, возможно измельчить наследуемое зерно аустенита за счет перегрева (выше традиционной температуры) стали до определенных температур (так называемая температура точки b Чернова). При реализации такого режима аустенитизации размер зерна аустенита при нагреве обусловливается не только протеканием фазового a®g превращения при достижении критических точек, но и последующей рекристаллизацией аустенита, вызванной фазовым наклепом за счет объемных изменений в процессе превращения при нагреве металла (прежде всего со структурой М или Б при a®g превращении и в самом аустените при повышении температуры нагрева до температур точки b Чернова).

Было установлено, что при нагреве сталей следует различать два этапа структурообразования, которые по температуре могут не совпадать: 1) фазовую перекристаллизацию при нагреве выше А_С3 (образование аустенита); 2) структурную перекристаллизацию (т.е. измельчение ранее образовавшегося крупнозернистого аустенита по механизму рекристаллизации – в процессе дальнейшего нагрева в аустенитной области до температур точки b Чернова).

При явлениях структурной наследственности в металле после первой стадии (фазовой перекристаллизации) отсутствует вторая стадия - структурная перекристаллизация аустенита. На основании анализа полученных экспериментальных данных ученые пришли к выводу, что точка b Чернова является температурой действительной рекристаллизации аустенита стали и изменения “физической структуры” в отличие от точки А_С3, при которой происходит изменение “химической структуры”. Превышение температуры точки b Чернова над А_С3 может достигать различных уровней для разных сталей, примерно на 150 - 250⁰С.

Что же является причиной рекристаллизации высокотемпературного аустенита, ведь металл не деформируют и деформационный наклеп отсутствует? Установлено, что рекристаллизация крупнозернистого аустенита при его перегреве относительно традиционных температур аустенитизации (А_С3 + 30…50 ⁰С) до температур точки b Чернова является следствием фазового наклепа аустенита.

Фазовый наклеп - это повышение плотности дефектов кристаллической решетки в новой фазе (в аустените в данном случае) в результате фазового превращения. Применительно к сталям это переходы, происходящие при нагреве и охлаждении выше и ниже критических точек (a®g ®a превращение). О возможности такого наклепа при фазовых перехода писал еще в 1915 году профессор Петроградского Политехнического института М.Г. Окнов. На этом принципе основана и идея осуществления упрочняющей ТО фазовым наклепом.

Применительно к рассматриваемому явлению - фазовому наклепу аустенита при превышении температуры нагрева выше традиционных, существующие теории объясняют повышение плотности дефектов в образовавшемся аустените за счет разности удельных обьемов (например, был М, стал А), из-за возникновения термических и структурных напряжений при нагреве металла.

Но при этом следует отметить, что при изменении температуры удельный объем железа изменяется (рис.), превращение a®g происходит с уменьшением объема, что является анормальным, т.к. обычно низкотемпературная модификация при переходе в высокотемпературную увеличивает объем за счет уменьшения плотности упаковки атомов (как, например, g®e).

В данном методическом пособии рассматриваются обработки (закалки), которые в соответствии с классификацией видов ТО (по А.А. Бочвару) входят в группу «Собственно термическая обработка» и относятся к третьей подгруппе. Обработки, которые фиксируют за счет ускоренного охлаждения частично или полностью состояние металла или сплава, характерное для высокотемпературного состояния, называют закалкой.

Существует два принципиально отличающихся вида закалки: закалка с полиморфным превращением и закалка без полиморфного превращения.

Закалка - вид ТО, заключающийся в нагреве металла или сплава выше А_С3 на 30-50⁰С (для доэвтектоидных сталей называется полной закалкой, т.к. происходит полное растворение Ф-Ц смеси с образованием аустенита) или выше А_С1 на 20-30⁰С (в заэвтектоидных сталях, происходит частичное растворение избыточной фазы с образованием структуры аустенита с определенным количеством нерастворенных частиц цементита), выдержке для завершения фазовых превращений и выравнивания температуры по сечению металла с последующим охлаждением со скоростью не менее критической (рис.2.10).

Рис.2.10- Наложение кривых охлаждения (с различной интенсивностью) на диаграмму распада аустенита эвтектоидной стали. Кривые V1;V2;V3 соответствуют различной интенсивности охлаждения (докритические скорости) и обеспечивают получение структур диффузионного распада аустенита –перлита, сорбита и троостита. Охлаждение с скоростью V4 обеспечивает распад переохлажденного аустенита по промежуточному механизму с получением структуры бейнита. Более интенсивное охлаждение (VК;V3) позволяет переохладить аустенит до температуры Мн и реализовать его распад по мартенситному механизму (VК-критическая скорость охлаждения; V3-закритическая).

Наиболее полные данные о зависимости структуры и твердости от таких параметров, как температура и время термической обработки отдельных марок стали дают кинетические диаграммы фазовых превращений (термокинетическая –ТКД –рис. 2.11 и изотермическая (или С –образная, рис 2.12).

Превращение аустенита при различной степени переохлаждения изучают в изотермических условиях, строя специальные диаграммы изотермического распада аустенита.

Перлитное, мартенситное, и промежуточные превращения в зависимости от состава стали и условий предварительной обработки протекают с различной интенсивностью в разных интервалах. В связи с различным влиянием углерода и легирующих элементов на кинетику превращений в отдельных зонах, диаграммы изотермического распада весьма разнообразны.

На рис. 2.13 и 2.14 показано влияние некарбидообразующих и карбидообразующих элементов на положение и форму кривых диаграмм изотермического распада. Аустенитизация доэвтектоидных сталей (рис.2.15) традиционно проводится при температуре выше А_С3 на 30-50⁰С. Но для многих доэвтектоидных легированных сталей температура нагрева под закалку определяется температурой растворения (полного или частичного) вторичных частиц, содержащих легирующие элементы (т.е. выше А_С3 на 50-100⁰С). Температура нагрева заэвтектоидных сталей (рис.2.15) ограничивается температурой»А_С1 +20-30⁰С в связи с тем, что при более высокой температуре аустенитизации растворяется большее количество вторичного цементита и аустенит пересыщается углеродом (это приводит к снижению точки Мк). В результате повышения количества растворенного углерода в аустените при последующей закалке с охлаждением металла до комнатной температуры в соответствии с данными рис. 2.16. Это приводит к образованию в структуре повышенного содержания аустенита остаточного (точка Мк при увеличении углерода в стали снижается до отрицательных температур).

Марка стали	v кр, °С\с
Сталь 10
Сталь 20
Сталь 35

Рис. 2.11 - Термокинетические диаграммы (ТКД) распада переохлажденного аустенита сталей с различным содержанием углерода и значения критической скорости охлаждения для этих сталей

Рис. 2.13 - Влияние некарбидообразующих Рис. 2.14 – Влияние карбидообразующих

элементов на положение и форму кривых элементов на положение и форму кривых

диаграмм изотермического распада диаграмм изотермического распада

Рис. 2.15 - Интервал температур при нагреве сталей под закалку в зависимости от содержания в них углерода.

а) на температуру начала (Мн) и конца мартенситного превращения (Мк);   б) на количества остаточного аустенита в закаленной стали. Рис. 2.16 - Обобщенные диаграммы влияния содержания углерода на мартенситное превращение.

Определяющую роль при проведении закалки играют следующие факторы:

1)устойчивость аустенита (через химический состав, состояние аустенита –гомогенность, дефектность и т.д.); 2) положение температур точек Мн и Мк; 3) скорость охлаждения металла, которые влияет на такие характеристики как закаливаемость и прокаливаемость металла; 4) температура конца охлаждения металла (относительно точки Мк, что определяет количество аустенита, не испытавшего g®a превращение – А_{остаточный}).

Обязательными условиями для реализации закалки являются:

- переохлаждение аустенита ниже определенной температуры (Мн - температуры начала мартенситного превращения), при которой мартенсит имеет меньшую величину свободной энергии, чем аустенит и поэтому термодинамически более устойчив (т.е. происходит фазовый переход g®a с образованием мартенсита);

- переохлаждение аустенита от температур выше критических точек (А_С3; А_С1) и до получения мартенситных структур (ниже Мн) необходимо вести с такой скоростью, при которой подавляется распад переохлажденного аустенита по диффузионному или промежуточному механизму (называется критической скоростью охлаждения).

Мартенситное превращение начинается (рис.2.17) в металле при переохлаждении его ниже температуры Мн (или М_S- start), а заканчивается при температуре точки Мк (температура конца мартерситного превращения или М_f - finish).

а	б	в
г	д	Рис.2.17- Процесс зарождения и роста кристаллов мартенсита в пределах действительного аустенитного зерна (а-г) при переохлаждении железоуглеродистого сплава ниже температуры точки Мн и мартенситная структура при достижении температуры Мк (д).

Температуры Мн и Мк зависят от многих факторов, в т.ч. и от концентрации углерода в металле (рис. 2.16). Температуры Мн для различных сталей находятся обычно в области 180-420⁰С. А вот температура точки Мк для многих сталей находится в области отрицательных температур и поэтому для полного распада аустенита при закалке необходимо переохлаждать металл ниже температур точки Мк (рис.2.16). В этом и заключается смысл обработки холодом ( закалка с последующей обработкой холодом). Если металл, у которого температура Мк находится ниже комнатной температуры, не переохлаждать до температур точки, то структура металла будет состоять из мартенсита и аустенита остаточного (Аост).

Если металл, у которого температура Мк находится ниже комнатной температуры, не переохлаждать до температур точки, то структура металла будет состоять из мартенсита и аустенита остаточного (Аост). Такая структура (М+ Аост.) часто не может удовлетворить потребителя металлоизделий по таким причинам:

- из-за нестабильности их геометрических размеров, т.к. в процессе эксплуатации Аост распадается и изделие меняет размеры – увеличивается из-за того, что мартенсит или бейнит имеют больший объем по сравнению с аустенитом;

- недостаточно высокой прочности, твердости металла со структурой М+ Аост.

Поэтому после охлаждения металла до комнатной температуры производится дополнительная обработка деталей - переохлаждение ниже температуры Мк с целью перевода Аост в игольчатые структуры (бейнит или мартенсит). И только после этого изделия подвергают отпуску. Если в конкретных условиях производства отсутствует возможность переохлаждать детали до температур ниже нуля градусов, для превращения оставшегося после закалки Аост используют одно- или многократные отпуска при оптимальных температурах.

На количество Аост в структуре закаленной стали большое влияние оказывает температура аустенитизации и время выдержки при ней. Это относится к сталям с содержанием углерода свыше»0,5%, т.к. у таких сталей температура конца мартенситного превращения (Мк) находится ниже 0⁰С, что в условиях термического цеха, где температура не опускается ниже 10-15⁰С даже зимой, не обеспечивает полного распада переохлажденного аустенита на мартенсит и в структуре такой стали уже может находиться Аост (т.е. структура состоит из М+Аост).

Поэтому после охлаждения металла до комнатной температуры производится дополнительная обработка деталей- переохлаждение ниже температуры Мк (табл. 2.4) с целью перевода Аост в игольчатые структуры (бейнит или мартенсит).

Таблица 2.4 - Изменение количества аустенита остаточного (А_ост) после закалки и обработки холодом и влияние такого режима на прирост твердости некоторых марок сталей

Марка Стали	Интервал мартенситного превращения	Количество Аост,%	Прирост твердости после обработки холодом, HRCЭ
Мн,^0С	Мк,^0С	После закалки	После обработки холодом
У7	300-255		<5	<1	0,5
У8	255-230		3-8	1-6	1,0
У9	230-210		5-12	3-10	1-1,5
У10	210-175		6-18	6-18	1,5-3
У12	175-160		10-23	4-12	3-4
7Х	280-230		3-10	1-8
7Х3	240-185		4-17	2-14	2-5
9ХС	210-185		6-17	4-12	1,5-2,5
ШХ9	195-150		7-27	4-14	2-5
ШХ15	180-145		9-28	4-14	3-6
ХВГ	155-120		13-45	2-17
6ХГ	290-230			<6
15-20Х^х	175-150		10-25	5-12	3-5

^Х Разница в значениях температур Мн определяется уровнем отклонения химического состава

И только после этого изделия подвергают отпуску. Если в конкретных условиях производства отсутствует возможность переохлаждать детали до температур ниже нуля градусов, для превращения оставшегося после закалки Аост используют одно- или многократные отпуска при оптимальных температурах.

Для сравнения целесообразно привести сравнительную таблицу (табл.) твердости структурных составляющих сталей и чугунов (Нессельштраус Г.З) –сделать рядом сравнение в HRC и твердость сталей с различным содержанием углерода в зависимости от режима обработки (рис.)

Таблица

1-каваная сталь; 2-отожженая сталь; 3-закаленная сталь Рис. Зависимость твердости углеродистой стали от концентрации углерода и режима обработки

При анализе режимов ТО различают среднюю и истинную скорость охлаждения металла, которые позволяют количественно оценивать условия изменения теплового состояния закаливаемых изделий и прогнозировать получение заданного структурного состояния обрабатываемого металла.

Средняя скорость охлаждения (V_СР) определяется как отношение разности начальной температуры (t_O) обрабатываемого металла и конечной (t₁) температур ко времени (t), в течение которого произошло это изменение:

V_СР = (t₀-t₁) / (t₁- t₀);

Истинная скорость охлаждения (V_ИСТ) материала в данный момент времени (t) или при данной температуре (t) выражается первой производной температуры по времени, т.е. представляет собой отношение бесконечно малого интервала изменения температуры к бесконечно малому периоду времени:

V_ИСТ = dt\dt;

При анализе режимов ТО различают среднюю и истинную скорость охлаждения металла, которые позволяют количественно оценивать условия изменения теплового состояния закаливаемых изделий и прогнозировать получение заданного структурного состояния обрабатываемого металла.

Средняя скорость охлаждения (V_СР) определяется как отношение разности начальной температуры (t_O) обрабатываемого металла и конечной (t₁) температур ко времени (t), в течение которого произошло это изменение:

V_СР = (t₀-t₁) / (t₁- t₀);

Истинная скорость охлаждения (V_ИСТ) материала в данный момент времени (t) или при данной температуре (t) выражается первой производной температуры по времени, т.е. представляет собой отношение бесконечно малого интервала изменения температуры к бесконечно малому периоду времени:

V_ИСТ = dt\dt;

Минимальная скорость охлаждения аустенита при закалке, при которой подавляется его распад по диффузионному или промежуточному механизму называется критической скоростью охлаждения – Vкрит. В результате закалки из аустенита, охлажденного с скоростью ³ Vкрит, образуется мартенсит. В зависимости от температуры аустенитизации, содержания углерода в стали (рис.2.18; 2.16) и температуры конца ускоренного охлаждения при закалке, структура может иметь в своем составе мартенсит, либо кроме мартенсита еще остаточный аустенит (если М_к ниже нуля градусов, а охлаждение металла произведено до более высокой температуры) и частицы вторичной фазы (в том случае, если при аустенитизации они не растворились). В технической литературе при рассмотрении мартенситного превращения часто встречаются понятия «верхняя критическая скорость закалки» и «нижняя критическая скорость охлаждения». Верхняя критическая скорость закалки (ВКЗ) - это минимальная скорость охлаждения, при которой удается полностью подавить распад аустенита по диффузионному и промежуточному механизмам и получить структуру мартенсита (либо М+Аост для сталей с содержанием углерода свыше 0,5%- см. рис.2.16). Нижняя критическая скорость закалки (НКЗ) - минимальная скорость охлаждения (V_НКЗ), при которой не удается полностью подавить распад аустенита по диффузионному и промежуточному (бейнитному) механизмам (т.е. кривая охлаждения пересекает эти области распада аустенита) и поэтому получается набор структурных составляющих, в том числе и мартенсит.

1-для нормальной температуры аустенитизации; 2-для повышенной (выше традиционных значений) температуры аустенитизации; Рис.2.18- Влияние концентрации углерода на величину критической скорости охлаждения при закалке стали [Вязников В.Ф.]

Знание критической скорости охлаждения при закалке необходимо для правильного выбора охлаждающей среды, способа охлаждения и других параметров, обеспечивающих заданное структурное состояние металла и его свойства. Для определения значений Vкрит используют различные способы. На практике часто отсутствует экспериментальная кривая охлаждения металла конкретного изделия, поэтому для определения Vкрит используют изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита (см.рис. 2.10; 2.19). Для этого путем графического построения проводят прямую от температуры аустенитизации касательно к «носу» минимальной устойчивости аустенита на изотермической кривой его распада, которая условно считается Vкрит. Затем определив расчетным путем температуру минимальной (t_M) устойчивости аустенита (соответствует наиболее выпуклой части «носа») и время до момента достижения аустенитом минимальной устойчивости (t_М) по формуле определяют Vкрит: Vкрит = (А₁-t_M)\t_M;

где А₁-температура критической точки при охлаждении.

Такой расчет критической скорости охлаждения строится на предположении, что охлаждение ведется с постоянной скоростью и снижение температуры металла при закалке прямо пропорционально логарифму времени и в координатах «температура-логарифм времени» кривая приближается к прямой линии. Но такой способ определения критической скорости охлаждения с использованием изотермической диаграммы распада аустенита дает большую погрешность (сравнить рис. а и б), т.е. получаемые значения V_КРИТ примерно в 1,5 раза выше истинной - полученной при анализе ТКД. Из сравнения приведенных на рис. 2.19 диаграмм распада переохлажденного аустенита видно, что длительность периода минимальной устойчивости переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении (ТКД, рис. 2.19,а) примерно в 9 раз больше, чем в условиях изотермической обработки (рис. 2.19,б).

На изотермическую диаграмму (б) перенесены первая и две последних (считая слева) кривых охлаждения, взятые с ТКД (а).

Рис. 2.19 - Термокинетическая (а) и изотермическая (б) диаграммы превращений аустенита стали 35Х. [Смирнов М.А., Счастливцев В.М. и др.]

Вопрос пересчета данных, полученных на основе анализа изотермической диаграмм

Дата добавления: 2014-10-23