книги / Специальные стали. Теория легирования

Структурная наследственность проявляется в том случае, если исходная структура является кристаллографически упорядоченной; схема структурной наследственности приведена на рис. 12. Разница в температуре рекристаллизации и перекристаллизации может составить 100, а иногда и 300 °С (см. рис. 12).

Образование нового комплекса зерен возможно в том случае, если зародыш аустенита имеет случайную пространственную ориентировку (это случай, когда исходная структура ФКС), которая ничем не определена.

Если исходная структура упорядоченная (мартенсит или бейнит), то образование зародышей аустенита происходит на границе кристаллов мартенсита, в реечном или пакетном мартенсите происходит на границе реек.

В пакетном мартенсите рейки представляют собой пластины, имеющие определенную пространственную ориентировку по отношению к первоначальному зерну аустенита. В результате того, что зародыш аустенита образуется сдвиговым путем, они также имеют

41

ориентационную связь с решеткой мартенсита, а следовательно, и с первоначальным зерном аустенита. Все зародыши нового аустенитного зерна в пределах псевдомартенситного зерна (бывшего аустенитного зерна) взаимно одинаково ориентированы. После подрастания зародышей между ними возникает только малоугловые границы, и восстанавливаются только старые большеугловые, при этом сохраняются размер и форма старого зерна (бывшего аустенитного). В данном случае изменение зеренной структуры может произойти только в результате рекристаллизации, легирующие элементы влияют на процесс рекристаллизации, поэтому в разных сталях это происходит по-разному. Легирующие элементы могут оказывать прямое и косвенное влияние. Прямое влияние заключается в затруднении процесса рекристаллизации за счет повышения температуры рекристаллизации (те элементы, которые повышают прочность межатомных связей в решетке железа, это как раз те элементы, которые имеют более высокую температуру плавления относительно Fe).

Косвенное влияние труднорастворимых частиц второй фазы, расположенных по малоугловым границам, заключается в закреплении субструктуры, и чем более устойчивы карбиды, тем сильнее закреплено зерно. Эти частицы второй фазы могут выделиться из мартенсита, а могут быть в исходной структуре (т.е. не растворены на предыдущих этапах термической обработки).

Обобщим: склонность к структурной ответственности зависит от химического состава стали, стабильности исходной мартенситной структуры, состава и стойкости карбидов, условий нагрева, при котором могут выделяться карбиды. В высоколегированных сталях проявление структурной наследственности не зависит от скорости нагрева.

Способы борьбы со структурной наследственностью

Из сказанного следует: чтобы эффективно бороться со структурной наследственностью, необходимо разупорядочить структуру, т.е. уйти от исходной структуры мартенсита или бейнита. Это возможно в том случае, если в результате высокотемпературной обработки произойдет превращение аустенита не в мартенсит, а в ФКС.

42

Возможность разупорядочения структуры зависит от химического состава сплава и от скорости охлаждения, т.е. для одних сталей по-

дойдет нормализация, а для других – отжиг.

Наследственность проявляется в сталях типа 30ХГСА, 30ХН3А, 20Х2Н4А, ХВГ и т.д.

Как определить, склонна ли сталь к структурной наследственности? Кроме структурной наследственности могут быть и другие причины восстановления крупного зерна.

1. Один из видов структурной наследственности, когда при аустенитизации образуется новый комплекс мелких зерен, разделенных малоугловыми границами, но разрушение в такой структуре произойдет по старым крупным зернам (причина этого явления в том, что новые зерна имеют одинаковую пространственную ориентировку, и в данном случае будут выступать, как монолит).

2. Образование камневидного излома. Проявляется в сталях, когда по границам крупного аустенитного зерна располагаются неметаллические включения, которые ослабляют границы зерен. При последующей аустенитизации образуется новый комплекс зерен, а неметаллические включения остаются на прежних местах, ослабляя эти области, в результате чего разрушение происходит по старым границам.

Однако в некоторых случаях наблюдается положительное влияние эффекта структурной наследственности. Если в высоколегированных сталях после ВТМО изначально формируется мелкое зерно, то в дальнейшем не требуется проведение высокотемпературной термообработки для перекристаллизации аустенитного зерна, достаточно выполнить только нагрев выше температур полиморфного превращения для достижения высокого комплекса механических свойств.

Лекция 8. Превращения при охлаждении

Превращения при нагреве рассмотрены в предыдущей лекции, и в итоге мы имеем гомогенный аустенит, в котором равномерно распределены легирующие элементы, железо и углерод. Исходя из

43

этого рассмотрим превращения при охлаждении. В случае неправильно назначенной температуры нагрева под закалку или другого вида высокотемпературной обработки гомогенного аустенита не получить, что приведет при охлаждении к появлению разной структуры (из-за разности химического состава в разных областях детали) в разных участках сечения детали, как итог – получение пятнистой твердости.

Рассмотрим вариант, близкий к идеальному, когда исходно имеем однородный, гомогенный аустенит.

Следует напомнить, что превращения при охлаждении описывают при помощи диаграммы устойчивости переохлажденного аустенита, которая имеет три основные области (рис. 13 и 14).

Рис. 13. Диаграмма устойчивости переохлажденного аустенита

На диаграмме устойчивости переохлажденного аустенита (см. рис. 13) присутствуют 3 области – перлитного, или нормального, или диффузионного превращения; бейнитного, или промежуточного, или превращения, которое носит смешанный характер, как диффузионного превращения, так и бездиффузионного; и мартенситно-

44

го, или бездиффузионного превращения. Первые две имеют условное обозначение: перлитная область – Аr', бейнитная область – Ar''. Рассмотрим превращения при охлаждении в каждой из представленных областей и влияние легирующих элементов на положение линии диаграммы.

Рис. 14. Диаграмма устойчивости переохлажденного аустенита (указаны наименования механизмов превращения)

Превращение аустенита в области Аr'

Кинетика превращения аустенита отображается на изотермической диаграмме распада переохлажденного аустенита.

В углеродистых сталях две области (диффузионная и промежуточная) сливаются (рис. 15).

Кинетика распада аустенита определяется двумя факторами:

1)термодинамическим (рис 16);

2)диффузионным.

Для превращения аустенита в перлит необходимо выполнение следующих условий:

1)t ˂ A1 ((см. рис. 16) разница свободной энергии ∆F1);

2)диффузия железа;

3)диффузия углерода.

45

Т, °С Ас1

Аr'

Ar”

Мн

Время, с

Рис. 15. Изотермическая диаграмма устойчивости переохлажденного аустенита углеродистой стали

F

∆F2

∆F1 М

ФКС

А

T, °C

То А1

Рис. 16. Термодинамические условия превращения аустенита

Таким образом, линии диаграммы изотермического превращения определяются этими тремя факторами.

Легирующие элементы могут влиять на температурный интервал превращения и на все три фактора. Легирующие элементы, повышающие А1, приводят к смещению области Аr' вверх: если А1↑, то Аr' ↑, если А1 ↓, то Аr'↓.

46

Влияя на свободную энергию ∆F, диффузию атомов железа

иуглерода, все легирующие элементы смещают С-образную диаграмму вправо, априлегированиикобальтомдиаграммасмещаетсявлево.

Превращение аустенита в области Аr''

Для более полного понимания одного из сложных превращений при охлаждении рассмотрим основные аспекты бейнитного или промежуточного превращения.

Внизкоуглеродистых сталях, в интервале примерно 500– 250 °С, происходит бейнитное превращение. Оно называется также промежуточным превращением – промежуточным между перлитным и мартенситным.

Бейнитное превращение включает следующие основные процессы:

– перераспределение углерода;

– выделение карбида;

– γ→α-перестройку решетки по мартенситному механизму. Различают верхний и нижний бейнит, образующийся соответ-

ственно в верхней и нижней части промежуточного интервала температур (условная граница между ними 350 °С). Верхний бейнит имеет перистое строение, а нижний – пластинчатое. Нижний бейнит по виду микроструктуры бывает трудно отличить от отпущенного мартенсита.

Разницу между строением верхнего и нижнего бейнита связывают с разной подвижностью углерода в верхней и нижней части температурного интервала бейнитного превращения. В результате в одних местах образуются участки богатые углеродом, а в других – обедненные.

При высоких температурах бейнитного превращения α-фаза содержит меньше углерода, чем при низких температурах, успевающего отводиться в аустенит от продвигающейся границы α/γ,

икарбид выделяется прямо из аустенита между пластинами α-фазы – формируется верхний бейнит. Верхний бейнит образуется при высоких температурах, в результате этого подвижность углерода повышается, а также увеличивается критический размер зародыша кар-

47

бида, то есть нужно больше углерода для его образования. Карбиды располагаются преимущественно по границам зерен.

При низких температурах превращения из-за меньшей подвижности углерода α-фаза пересыщена углеродом и частицы карбида выделяются равномерно в объеме зерна и по границам. Нижний бейнит образуется при низких температурах, при этом подвижность углерода уменьшается, и критический размер зародыша карбида становится меньше, следовательно, необходимо меньше углерода для его образования. В верхнем и нижнем бейните карбиды имеют пластинчатую форму, но карбиды нижнего бейнита имеют меньший размер, чем карбиды верхнего бейнита.

Различное расположение в верхнем и нижнем бейните карбидных фаз приводит к формированию структур с разными механическими свойствами. Сталь со структурой нижнего бейнита отличается сочетанием более высокой прочности и вязкости, чем сталь со структурой верхнего бейнита, который является хрупким. Наличие в структуре верхнего бейнита повышает критическую температуру хрупкости.

С-образная диаграмма сплавов, имеющих только область промежуточного превращения, представлена на рис. 17 и 18).

T, °C

Аr''

Время, с

Рис. 17. Изотермическая диаграмма превращения переохлажденного аустенита (область промежуточного превращения)

48

Промежуточное превращение носит черты как упорядоченного, так и неупорядоченного превращения. Бейнитное превращение требует диффузииуглеродаибездиффузионного превращения α-фазы.

К условиям протекания бейнитного превращения относятся:

1)t ˂ Т0 (температура метастабильного равновесия) ((см. рис. 16) ∆F2). Чем больше степень переохлаждения относительно Т0, тем больше разница в свободной энергии и больше стимул превращения;

2)диффузия углерода.

Для реализации бейнитного превращения не требуется диффузия атомов железа, поскольку превращение проходит в интервале температур ниже 500 °С, диффузии атомов железа в этом интервале просто нет. В этом интервале возможна только диффузия атомов углерода.

Легирующие элементы влияют на температурный интервал превращения Ar'': могут смещать его вверх или вниз относительно температурной оси. Влияние легирующих элементов сводится к влиянию на температуру Т0.

Если легирующие элементы повышают Т0, то и Ar'' будет проходить при более высоких температурах, проще говоря, Ar''- превращение поднимается вверх относительно температурной оси.

Если легирующие элементы понижают Т0, то и Ar'' будет проходить при более низких температурах, т.е. Ar''-превращение опускается относительно температурной оси вниз:

–кремний не влияет на Т0;

–кобальт и алюминий повышают Т0;

–остальные легирующие элементы понижают Т0.

Все легирующие элементы, кроме кобальта, смещают промежуточное превращение вправо.

Влияние деформации на промежуточное превращение

Пластическая деформация аустенита оказывает на кинетику «промежуточного» превращения сложное влияние. Инкубационный период и скорость превращения зависят от степени деформации, легированности стали, температуры превращения. Был обнаружен эффект торможения бейнитного превращения и, соответственно, по-

49

вышения прокаливаемости после деформации аустенита в интервале температур 900–750 °С (рис. 19).

В стали 35XH5С деформация (ε = 15 %) при 800 °С увеличивала время 2%-ного превращения аустенита при 380 °С примерно в 8 раз (от 50 до 410 мин). При непрерывном охлаждении на воздухе до 300 °С стали 40ХНМА доля бейнита после такой предварительной деформации уменьшалась в 4 раза. По-видимому, этот факт связан с образованием полигональной субструктуры аустенита.

Рис. 18. Диаграмма изотермического превращения аустенита стали 13Х2Г3 (tауст = 900 °С)

Исследование низкоуглеродистой стали 13Х2Г3 показало наличие эффекта торможения бейнитного превращения. Диаграмма изотермического превращения аустенита этой стали приведена на рис. 18.

На рис. 19 с магнитометрическими кривыми охлаждения видно, что деформация приводит к торможению бейнитного превращения. Образцы стали подвергали аустенитизации при 900 °С в течение 5 мин и деформации (ε = 10…20 %), переносили в ванну с температурой 700 °С.

50