Факторы, от которых зависит температура начала и конца мартенситного превращения (точек Мн и Мк)

Закалка - вид ТО, заключающийся в нагреве металла или сплава выше АС3 на 30-500С(для доэвтектоидных сталей) или выше АС1 на 20-300С (для заэвтектоидных сталей) выдержке для завершения фазовых превращений и выравнивания температуры по сечению металла с последующим охлаждением со скоростью не менее критической.

В г

Рис. 2.23 в,г - Частично двойниковые кристаллы атермического мартенсита (в мидрибе) в сплаве Н32

В высоколегированных сплавах, имеющих низкую температуру Мн, образуются полностью двойникованные тонкие кристаллы мартенсита, который называют тонкопластинчатым. Его пластины образуют остроугольные сочленения, но в отличие от линзообразного мартенсита, кристаллы тонкопластинчатого при столкновении могут пересекать друг друга.

При этом для доэвтектоидных сталей этот процесс называется полной закалкой, т.к. происходит полное растворение Ф-Ц смеси с образованием аустенита, из которого при охлаждении с Vкрит образуется мартенсит после достижения температуры металла ниже Мк. Заэвтектоидные стали при аустенитизации в межкритическом интервале температур имеют структуру аустенита с определенным количеством нерастворенных частиц цементита, а концентрация углерода в аустените соответствует примерно марочному составу. Поэтому после закалки с достижением в металле комнатной температуры в заэвтектоидных сталях (температура точки Мк ниже нуля) образуется структура, состоящая из мартенсита, Аост и нерастворенных при аустенитизации частиц цементита.

К основным параметрам закалкиотносятся: температура аустенитизации, время выдержки, скорость охлаждения и температура конца ускоренного охлаждения.

Температуру аустенитизации при закалке выбирают по диаграмме Fe-C, а более точно по изотермическим или термокинетическим диаграммам конкретных сталей. Нагрев металла и время выдержки при температуре аустенитизации должны обеспечить необходимые структурные превращения (полный или неполный переход a®g, растворение частиц вторичной фазы, при необходимости достижение точки b Чернова для рекристаллизации крупнозернистого аустенита и т.д.)

Для многих доэвтектоидных легированных сталей температура нагрева под закалку определяется температурой растворения (полного или частичного) вторичных частиц, содержащих углерод и легирующие элементы, поэтому температура аустенитизации для них может быть выше (т.е. выше А_С3 на 70-100⁰С или более), чем для углеродистых доэвтектоидных сталей.). Поэтому важно правильно выбрать температуру аустенитизации для заэвтектоидных сталей, для которых при увеличении температуры свыше Асm твердый раствор будет увеличивать концентрацию углерода (по мере растворения большего количества частиц вторичного цементита). А чем больше в твердом растворе перед закалкой будет углерода, тем большее количество остаточного аустенита останется в структуре закаленной стали. А от количественного соотношения в структуре закаленной стали мартенсита и остаточного аустенита и будет зависеть твердость металла (рис.2.24). Максимальную твердость сталь, закаленная с температур в аустенитной области, имеет при содержании углерода в твердом растворе около 0,9%. Для заэвтектоидных сталей аустенитизация осуществлялась при температурах выше А_cm для полного растворения цементита и перевода углерода в аустенит, что приводит к снижению температуры Мк.

При повышении концентрации углерода в твердом растворе стали перед закалкой свыше 0,9% твердость металла после закалки существенно снижается из-за образования повышенного количества Аост. Поэтому температура нагрева заэвтектоидных сталей под закалку обычно ограничивается температурой А_С1+20…30⁰С в связи с тем, что при более высокой температуре аустенитизации растворяется большее количество вторичного цементита, аустенит пересыщается углеродом, что приводит к снижению температура Мк ниже нуля градусов (рис. 2.16). При дальнейшем повышении углерода в стали количество Аост приводит к снижению ее твердости, поэтому для достижения максимальной твердости закаленного металла необходимо перевести А_ост во вторичную структуру (обработка холодом или оптимальный отпуск).

Рис. 2.24 - Изменение твердости углеродистой стали (1) и мартенсита (2) при закалке в зависимости от содержания углерода. 1 – нагрев выше Ас3; 2 – нагрев только выше Ас1(770 ºС); 3 – микротвердость мартенсита.

Упрочнение сталей при получении структуры мартенсита можно объяснить следующими основными факторами:

· полиморфным g®a превращением и искажением кристаллической решетки a-твердого раствора за счет внедрения прежде всего атомов углерода и азота;

· твердорастворным механизмом – за счет введения в сталь легирующих элементов;

· получением большого количества дисперсных структурных составляющих мартенсита, что создает большую протяженность границ и субграниц;

· высокой плотностью дефектов кристаллической решетки и уровнем закалочных напряжений;

· закреплением дислокаций скоплениями атомов (атмосферами) внедренных элементов и дисперсными частицами вторичной фазы (карбиды, нитриды), что возможно в процессе закалочного охлаждения сталей с высокой температурой Мн и Мк (самоотпуск в процессе закалки).

Упрочнение стали при закалке в значительной степени зависит от содержания углерода, при повышении его концентрации свыше»0,7% в структуре появляется определенное количество остаточного аустенита, что приводит к снижению твердости (см. рис. 2.24, кривая 1).

Увеличение концентрации углерода в сталях свыше»0,3% приводит после закалки к существенному снижению пластичности и вязкости металла (т.е. к снижению сопротивления хрупкому разрушению). Возникновение в мартенсите высокой плотности дефектов кристаллической решетки и закалочных напряжений приводит к повышению чувствительности сталей к образованию трещин, особенно при концентрации углерода свыше»0,5%. Увеличение размера действительного аустенитного зерна в закаливаемых сталях усиливает эту тенденцию. Определяющую роль при проведении закалки играют следующие факторы: устойчивость аустенита (через химический состав, состояние аустенита – гомогенность, дефектность и т.д.); положение температур точек Мн и Мк; скорость охлаждения металла.

Прокаливаемость определяется химическим составом металла, состоянием действительного зерна аустенита (однородностью, размером зерна аустенита и степенью его дефектности), а также устойчивостью аустенита к переохлаждению (определяет критическую скорость закалки). На практике для увеличения прокаливаемости стремятся повысить устойчивость аустенита и снизить за счет этого Vкрит, что предотвращает коробление и растрескивание металла деталей. В сталях устойчивость аустенита повышается до содержания углерода, соответствующее эвтектоидному составу, при увеличении концентрации углерода и уменьшение по отношению к эвтектоидному, устойчивость переохлажденного аустенита снижается. Практически все легирующие элементы, вводимые в сталь (кроме кобальта), увеличивают устойчивость переохлажденного аустенита и повышают прокаливаемость.

Методы определения прокаливаемости сталей по типу производимых операций разделяют на несколько типов (методик): объемная закалка образцов; торцевая закалка; использование для определения прокаливаемости диаграмм распада переохлажденного аустенита (графический метод); использование расчетных методов и др. Но в странах СНГ наиболее часто прокаливаемость определяется по методу торцевой закалки (ГОСТ 5657-69), при котором определяют твердость металла как функцию расстояния от торца охлаждаемого образца-цилиндра струей закалочной жидкости (при изолированной от ускоренного охлаждения боковой поверхности). Этот метод был предложен Джомини и Бегехольдом, в последствие усовершенствован и используется как нормированный в странах СНГ для определения прокаливаемости конструкционных сталей, которые не закаливаются на воздухе (т.е. кроме сталей мартенситного класса). В мировой практике этот метод имеет много разновидностей (методы Шеферда, Бернса, Гренжа, Блантера, Половникова, фирм “Крайслер”, “Шевроле” и др.).

Для углеродистых инструментальных сталей существуют методики определения прокаливаемости на квадратных заготовках с надрезом, либо на круглых образцах после определенных режимов ТО, а по виду излома определяют глубину закаленного слоя (при сравнении со шкалой изломов, содержащей 5 групп (баллов) изломов по глубине прокаливаемости в миллиметрах), а также наличие перегрева или трещин.

В зарубежной литературе эти понятия расширены и дифференцированы на «закаливаемость», «упрочняемость» и «прокаливаемость».

Под «закаливаемостью» понимается податливость стали к закалке, выраженная зависимостью прироста твердости в результате закалки от условий аустенитизации и скорости охлаждения.

«Упрочняемость» - это склонность стали к упрочнению, выраженная достигаемой максимальной твердостью после закалки при определенных условиях аустенитизации.

А понятие «прокаливаемость» определяется как склонность стали к закалке, выраженная зависимостью прироста твердости в результате закалки от скорости охлаждения.

Неполная прокаливаемость - прокаливаемость, при которой не обеспечивается закалка сердцевины изделия, т.к. при охлаждении в металле сердцевины не была достигнута критическая скорость охлаждения, а распад переохлажденного аустенита произошел по диффузионному или промежуточному механизму.

Сквозная прокаливаемость - прокаливаемость, при которой обеспечивается закалка всего объема изделия по сечению.

В технической и справочной литературе для многих марок сталей приведены данные по мартенситной прокаливаемости (чаще всего после закалки в масло или воду) в виде зависимости твердости металла от расстояния от торца нормированного образца для торцевой закалки (рис.2.25).

·

Рис. 2.25 - Полосы прокаливаемости для сталей различного уровня легирования при одинаковом содержании в них углерода (глубине слоя металла со структурой ³50% мартенсита и <50% троостита соответствует значение твердости, определенное горизонтальной линией на каждом графике – ниже этих значений в структуре содержится менее 50% мартенсита).

Такие графики («полосы прокаливаемости») характеризуют структурное состояние и соответствующее им значение твердости для определенной марки стали (верхний и нижний марочный состав). В зарубежной литературе часто используется такое понятие «эффективная глубина слоя» (имеется в виду закаленного слоя), которая определяется как расстояние от поверхности детали до зоны с твердостью металла на 10 единиц НRC_Э ниже, чем твердость на поверхности закаленной детали.

В качестве одного из критериев прокаливаемости различных марок сталей используют понятие «критический диаметр» (D_кр) - под которым понимают максимальный диаметр цилиндра, который при закалке в определенной охлаждающей среде получает сквозную (по сечению) мартенситную прокаливаемость. При этом критический диаметр могут характеризовать определенным количеством мартенсита в структуре стали, но не менее 50% (обозначается критический диаметр – D₅₀, D₈₀, D₉₀ и т.д.). В зависимости от типа закалочной среды интенсивность охлаждения металла изменяется, поэтому и меняется глубина проникновения мартенситного слоя по сечению цилиндрического образца (таблица 2.5). Поэтому при одинаковом химическом составе металла, закаливаемого в различных закалочных средах, критические диаметры цилиндрических образцов (со сквозной мартенситной прокаливаемостью) будут существенно отличаться.

К основным параметрам режима закалки, которые необходимо знать при термической обработке конкретного изделия, относятся:

· температура аустенитизации (t_А, ⁰С), т.е. максимальная температура металла, до которой он должен быть нагрет для закалки;

· скорость нагрева металла до заданной температуры или на определенных участках кривой нагрева (Vнагр., ⁰С/ч или ⁰С\мин или ⁰С\с). Скорость нагрева в литературе условно подразделяют на медленную (≈3-4 ⁰С\мин), среднюю (≈2-5 ⁰С\с) и высокую (более 100 ⁰С\с). Этот параметр может неоднократно изменяться в интервале от минимальной температуры и до заданной окончательной температуры нагрева (аустенитизации) металла;

· время выдержки обрабатываемого металла при заданной температуре (час.);

· скорость охлаждения металла (Vохл, С/ч). Следует отметить, что этот параметр может неоднократно изменяться в интервале от максимальной температуры нагрева и до заданной окончательной температуры охлаждения металла;

· температура конца ускоренного охлаждения, ⁰С.

Таблица 2.5 – Твердость стали с полной мартенситной (100%М) и полумартенситной (50%М) структурой

%С	Твердость HRCэ	%С	Твердость HRCэ	%С	Твердость HRCэ
100%М	50%М	100%М	50%М	100%М	50%М
0,10			0,30			0,50
0,11			0,31			0,51
0,12			0,32			0,52
0,13			0,33			0,53
0,14			0,34			0,54
0,15			0,35			0,55
0,16			0,36			0,56
0,17			0,37			0,57
0,18			0,38			0,58
0,19			0,39			0,59
0,20			0,40			0,60
0,21			0,41			0,61
0,22			0,42			0,62
0,23			0,43			0,63
0,24			0,44			0,64
0,25			0,45			0,65
0,26			0,46			0,66
0,27			0,47			0,67
0,28			0,48			0,68
0,29			0,49			0,69

Для доэвтектоидных сталей возможно производить закалку и из межкритического интервала, что позволяет получать феррито-бейнитную или феррито-мартенситную структуру (дуальную). Такая закалка часто называется неполной.

При закалке заэвтектоидных сталей структура металла после охлаждения до комнатной температуры будет состоять из мартенсита, частиц избыточного цементита и остаточного аустенита (количество А_ост зависит от концентрации углерода- рис.2.16).

В этой связи важным фактором является четвертый параметр процесса закалки - температура конца ускоренного охлаждения металла. Из теории ТОМ известно, что мартенситное превращение в углеродистых сталях не имеет инкубационного периода и начинается мгновенно при переохлаждении металла ниже точки Мн. При этом процесс превращения развивается за счет образования все новых порций зародышей М пластин. Известно, что если при закалке с критической (или выше) скоростью переохладить металл ниже точки Мн и уменьшить скорость охлаждения (например, извлечь изделие из закалочной среды или просто сделать изотермическую выдержку), то процесс распада переохлажденного аустенита прекращается и тогда структура будет состоять из какого-то объема М и Аост.(в котором за счет диффузионных процессов произойдет перераспределение углерода, изменится субструктура, напряжения и он переходит в стабилизированное состояние). Но в то же время наличие высокой скорости охлаждения ниже точки Мн приводит к возникновению в металле больших термических и структурных напряжений, что может повлечь за собой возникновение трещин и коробление изделия (образование пластин М происходит со скоростью»1км/с при любых температурах, даже ниже нуля). И вот в таких случаях термист должен найти тот оптимум скорости охлаждения, при которой мартенситное превращение будет продолжаться (т.е. будут возникать новые центры - зародыши мартенситных пластин и их рост) в переохлажденном аустените, но в то же время скорость охлаждения будет позволять протеканию релаксации возникающих в металле напряжений. Такой подход к выбору охлаждающей среды определяется, прежде всего, двумя основными факторами – абсолютной скоростью охлаждения и положением максимума теплоотбора от закаливаемого металла (наглядно видно на графиках зависимости “Скорость охлаждения – температура охлаждаемого металла”).

Кроме обеспечения планируемой прокаливаемости металла при закалке критическая скорость в процессе всего времени охлаждения должна быть такой, чтобы в металле возникли как можно меньший уровень закалочных напряжений, который не должен достигать по величине критического (т.е. необходимо стремиться к s_КР << s_Т). Это необходимое условие для того, чтобы предотвратить коробление изделий (изменение геометрии) или образование закалочных трещин. Такое условие выполняется при закалке в случае рационального расположения закаливаемого изделия в охлаждающей среде в зависимости от его формы и габаритов (рис.2.26). Это необходимо для того, чтобы в период закалочного охлаждения для большей части поверхности обрабатываемого изделия были обеспечены условия равномерного охлаждения (образующаяся паровая пленка на первой стадии охлаждения легко удалялась и предотвращалась пятнистая закалка, а перегретые объемы охлаждающей жидкости беспрепятственно заменялись холодной средой). Особенно важно соблюдать такие условия при закалке для длинномерных тонкостенных изделий для предотвращения коробления, деформации и трещинообразования. Закалочные среды, для которых характерно наличие максимального теплоотбора от металла в области температур выше 250-300⁰С, позволяют получать мартенситную структуру в металле и низкий уровень закалочных напряжений по причине того, что подвижность дислокаций в металле становится достаточной для релаксации напряжений только при температурах закаливаемого металла от 250⁰С и выше.

Рис.2.26 – Рациональные приемы опусканя издклий в закалочную среду

Так, например, поступают опытные термисты, производящие закалку деталей через воду в масло (максимум теплоотвода от металла маслом происходит при температуре закаливаемого металла около 400⁰С). Под термином релаксация применительно к излагаемому материалу надо понимать процесс достижения термодинамического равновесия макроскопических фаз твердого тела.

В практике машиностроения используют стали пониженной прокаливаемости (ПП)- например, сталь 55ПП – соответствует Ст.58 по ГОСТ1050, которые используют для изготовления специализированных изделий (например, шестерен). При изготовлении шестерен из сталей типа ПП после закалки в поверхностном слое определенной толщины (~1,5…3мм) гарантируется получение твердого (полумартенситного) слоя с мелким аустенитным зерном при мягком и вязком металле сердцевины. Такая технология позволяет заменить комбинированную обработку шестерен (например, цементация+закалка+отпуск) на закалку+отпуск и существенно упростить и удешевить их производство. При производстве сталей ПП соблюдаются очень жесткие требования по химическому составу таких сталей (ГОСТы 1050 и 4543) и нормируются параметры термообработки для обеспечения при нагреве под закалку определенного балла зерна аустенита (т.е. регламентируются основные факторы, влияющие на прокаливаемость). В мировой практике сегодня часто используют стали ПП, примерно такого состава (таблица 2.6).

Таблица-2.6 - Химический состав стали пониженной прокаливаемости, используемый в международной практике

C	Mn	P	S	Si	Ni	Cr	Mo	Cu	Al	N
0.636	0.196	0.0068	0.0076	0.19	0.077	0.079	0.006	0.11	0.018	0.0099

Для определенного химического состава стали или сплава положение точек Мн и Мк может определяться следующими факторами:

- величиной критической скорости охлаждения. Из литературных источников известно, что до скорости охлаждения 6600⁰С/с положение температуры точки Мн постоянное и соответствует примерно 370⁰С. И только при увеличении скорости охлаждения выше 6600⁰С/с до 16.500⁰С/с температура Мн поднимается до 460⁰С. Это связано со скоростью образования сегрегаций углерода (азота) в переохлажденном аустените и закреплении дефектов решетки аустенита, что затрудняет последующее мартенситное превращение и требует большего переохлаждения системы. Поэтому для скоростей охлаждения до 6600⁰С/с система не реагирует на изменение скорости охлаждения. И только при повышении скорости охлаждения выше 6600⁰С/с скорость образования сегрегаций углерода (азота) подавляется (увеличивается количество участков А с потенциальными зародышами) и мартенситное превращение реализуется при более высоких температурах, т.е. при меньших переохлаждениях аустенита. Но эти данные не имеют практического использования на практике, т.к. достигнуть таких высоких скоростей охлаждения в металле реальных изделий невозможно.

- содержанием углерода - с повышением содержания углерода температура точки Мн понижается (рис.2.16). Аналогичное действие оказывает и повышение температуры аустенитизации, влияющее на растворение частиц вторичной фазы и увеличивающее степень пересыщения углеродом раствора. Все легирующие добавки в металл, которые повышают модуль упругости аустенита также снижают температуру точки Мн (т.к. требуют увеличения степени переохлаждения А для М превращения);

- на образование мартенсита при температурах, превышающих точку Мн может оказывать воздействие деформация аустенита. Из курса “Теория ТОМ” известно, что наиболее вероятными местами образования зародыша М кристалла являются скопления (группировки) особых форм из нескольких дислокаций или других дефектов решетки в переохлажденном аустените. Поэтому если деформировать аустенит, то количество предпочтительных мест зарождения М возрастает и поэтому для реализации М превращения требуется меньшая степень переохлаждения А (по сравнению с Мн в металле без деформации).

В связи с различными условиями образования мартенсита различают такие его виды:

· мартенсит охлаждения (образуется только в результате переохлаждения аустенита);

· мартенсит напряжений (образуется в тех же местах, что и М охлаждения в результате воздействия на переохлажденный аустенит упругих напряжений до значений предела текучести аустенита);

· мартенсит деформации (образуется в местах, подготовленных в результате пластической деформации при температурах, когда упругие напряжения в аустените превысили предел текучести и пластическая деформация аустенита создает другие типы дефектов, способные вызвать М превращение - такая температура обозначается М_Д). При этом выше температуры М_Д пластическая деформация даже с большими степенями уже не вызывает М превращения (рис.2.27). Деформация аустенита выше точки Мн стимулирует мартенситное превращение в интервале температур между температурой точки М_Н и некоторой точкой М_Д, которая находится в районе ниже точки Т_О (рис. 2.27).

- МН-температура начала мартенситного превращения при охлаждении; - МД- температура образования мартенсита деформации; -То- температура равенства энергий Гиббса переохлажденного аустенита и мартенсита; -АН - АД – интервал температур обратного превращения после деформации мартенсита ниже точки АН вплоть до АД. Рис.2.27 - Зависимость энергий Гиббса аустенита (GА) и мартенсита (GМ) от температуры (Новиков И.И.)

При этом мартенситное превращение вызываются упругой пластической деформацией (рис. 2.28). При увеличении упругой деформации до уровня точки М_Н^s, соответствующей пределу текучести, образование мартенсита происходит по другому механизму –пластическая деформация стимулирует образование зародышей мартенсита деформации. При температуре выше М_Д пластическая деформация уже не вызывает образования мартенсита.

Рис.2.28 - Напряжения, вызывающие образование из переохлажденного аустенита: - мартенсита охлаждения (при воздействии упругой или пластической деформации) только при переохлаждении аустенита ниже Мн; -мартенсита напряжений при действии на аустенит напряжений от приложенной нагрузки (упругой деформации) - участок а-б; -мартенсита деформации при пластической деформации аустенита (в интервале Мн^s-МД)

- содержанием легирующих элементов – большинство элементов (Ni, Cr, особенно Mn), растворенных в аустените, снижают точку Мн (рис.2.29) и увеличивают количество Аост в закаленных сталях.

Рис. 2.29 - Влияние концентрации легирующих элементов на температуру точки Мн

В сталях и сплавах в зависимости от их химического состава и условий закалки образование мартенсита может реализовываться по трем кинетикам: атермической, взрывной и полностью изотермической. На рис.2.30 приведены кривые образования мартенсита при различных кинетиках его образования, из которых наглядно видно количественное соотношение между мартенситом и аустенитом.

Рис.2.30 - Атермическое (а), взрывное (б) и полностью изотермическое (в) мартенситное превращение (Новиков И.И.)

Атермическое g®a мартенситное превращение характеризуется плавным нарастанием количества мартенсита при непрерывном понижении температуры в мартенситном интервале Мн-Мк. При переносе металла с аустенитной структурой в закалочную среду с температурой ниже Мн, превращение g®a идет с большой скоростью в течение времени, при котором происходит выравнивание температуры металла и охлаждающей среды. Во время последующей изотермической выдержки мартенсит не образуется, даже при наличии в структуре возникают относительно крупные мартенситные кристаллы, имеющие форму плоскопараллельных пластин, внутренне полностью двойникованных или двояковыпуклых линз, двойникованных только в зоне мидриба.

В случае изотермического g®a мартенситного превращения возникает мартенсит с достаточно мелкими кристаллами в форме пластин с рельефной поверхностью и с двойникованной зоной (мидрибом), расположенном косо, а не параллельно поверхности кристалла. Характерным признаком такой кинетики превращения является то, что распад аустенита не идет до полного перехода g®a, а в структуре остается определенное количество Аос.

Взрывное мартенситное превращение наблюдается в сплавах систем Fe-Ni и Fe-Ni-C при температуре точки Мн ниже комнатной и характеризуется скачкообразным образованием определенного количества мартенсита при переохлаждении аустенита ниже точки Мн. Такой процесс сопровождается звуковым эффектом и кратковременных повышением температуры металла из-за выделения скрытой теплоты превращения.

Характерной чертой всех указанных кинетик является их автокаталитичность, т.е. появление первых кристаллов мартенсита приводит к образованию рядом с ними новых пластин и т.д.

На практике четко разграничить эти кинетики мартенситного превращения очень сложно, т.к. в процессе превращения аустенита одна кинетика может сменяться другой.

В нелегированных сталях с концентрацией углерода ниже 0,6% не удается при закалке получить нераспавшийся мартенсит из-за высокой температуры точки Мн и самоотпуска образующегося мартенсита в процессе закалочного охлаждения. Скорость охлаждения стали при закалке в интервале Мн-Мк оказывает значительное влияние на степень тетроганальности мартенсита.

Дата добавления: 2014-10-23