Обобщенная диаграмма превращения переохлажденного аустенита в углеродистой стали

Введение

 

Развитие учения о  превращениях аустенита берет начало с выдающихся открытий Д. К. Чернова и имеет уже более чем вековую историю. Д. К. Чернов впервые указал на связь превращений в стали при нагреве и охлаждении с критическими точками. Научное предвидение позволило ему связать эти превращения с возможными изменениями взаимного расположения атомов в кристаллической решетке. Чернов писал, что понимание механизма превращений требует «...установления основных понятий о силах, действующих в природе... В различные моменты обработки стали мы встречаемся с явлениями света, электричества, магнетизма, с термическими явлениями и силами молекулярного сцепления...». Так была подчеркнута тесная связь науки о металлах с общими законами естествознания — физики и химии, связь, которая в наше время стала основной тенденцией развития металловедения.

Исследования превращения  аустенита в условиях непрерывного охлаждения в конце XIX и первой четверти XX в. (Портевен, Шевенар, Эсеер, Маслов и др.) показали, что с увеличением скорости охлаждения понижаются критические точки превращений, степень этого понижения зависит от легирования; при определенном переохлаждении наблюдается раздвоение критической точки, а в некоторых легированных сталях — и три критические точки. Хотя эти исследования и позволили установить ряд важных закономерностей, способ изучения превращений аустенита при непрерывном охлаждении имел существенные недостатки: он не позволил четко разграничить температурные интервалы различных по механизму превращений аустенита и детально исследовать их особенности.

Использование, в многочисленных работах начиная с 1929—1930 гг. изотермического  метода исследования привело к установлению закономерностей кинетики превращений переохлажденного аустенита.

Важнейшие исследования кинетики превращений аустенита в последующие годы были проведены С. С. Штейнбергом, В. Д. Садовским, Н. А. Минкевичем, И. JI. Миркиным, М. Е. Блантером, А. П. Гуляевым, Б. Я. Любовым, А. С. Завьяловым, JI. Э. Певзнер, Н. Н. Сиротой, И. Е. Конторовичем, А. А. Поповым, JI. С. Палатником и др. в нашей стране; Давенпортом и Бейном, Мейлем и др. в США; школой Вефера в Германии, Портевена во Франции, Хультгрена в Швеции и др [1].

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

1. Обобщенная диаграмма превращения

 

Начало изучению железоуглеродистых сплавов и процессов термической обработки было положено опубликованной в 1868 г. работой Д.К. Чернова «Критический обзор статей Лаврова и Калакуцкого о стали и стальных орудиях и собственные исследования Д.К. Чернова по этому же предмету». Д.К. Чернов впервые указал на существование в стали критических точек, и дал первое представление о диаграмме железо-цементит. В дальнейшем изучению железоуглеродистых сплавов и построению диаграмм железо-углерод были посвящены работы Ф. Осмонда, Ле-Шателье (Франция), Р. Аустена (Англия), А.А. Байкова и Н.Т. Гудцова (Россия), Розенбаума (Голландия), П. Геренса (Германия) и др.

Диаграмма состояния  железо - цементит. В диаграмме состояния железо – цементит (Fe-Fe3C) рассматриваются процессы кристаллизации железоуглеродистых сплавов (стали и чугуна) и превращения в их структурах при медленном охлаждении от жидкого расплава до комнатной температуры. Диаграмма (рис.1) показывает фазовый состав и структуру сплавов с концентрацией от чистого железа до цементита (6,67% С). Сплавы с содержанием углерода до 2,14% называют сталью, а от 2,14 до 6,67% - чугуном.  Диаграмма состояния Fe-Fe3C представлена в упрощенном виде. Первичная кристаллизация, т. е. затвердевание жидкого сплава начинается при температурах, соответствующих линии ликвидуса ACD. Точка А на этой диаграмме соответствует температуре 1539° плавления (затвердевания) железа, точка D – температуре ~1600°С плавления (затвердевания) цементита. Линия солидуса AECF соответствует температурам конца затвердевания. При температурах, соответствующих линии АС, из жидкого сплава кристаллизуется аустенит, а линии CD - цементит, называемый первичным цементитом. В точке С при 1147°С и содержании углерода 4,3% из жидкого сплава одновременно кристаллизуется аустенит и цементит (первичный), образуя эвтектику - ледебурит. При температурах, соответствующих линии солидуса АЕ, сплавы с содержанием углерода до 2,14% окончательно затвердевают с образованием аустенита. На линии солидуса ECF сплавы с содержанием углерода от 2,14 до 6,67% окончательно затвердевают с образованием эвтектики (ледебурита) и структур, образовавшихся ранее из жидкого сплава, а именно: в интервале 2,14-4,3% С - аустенита, а в интервале 4,3-6,67% С - цементита первичного (см. рис. 1). В результате первичной кристаллизации во всех сплавах с содержанием углерода до 2,14%, т. е. в сталях, образуется однофазная структура - аустенит. В сплавах с содержанием углерода более 2,14%, т. е. в чугунах, при первичной кристаллизации образуется эвтектика ледебурита.

 
Рис. 1. Диаграмма состояния железо-цементит (в упрощенном виде): 
А – аустенит, П – перлит, Л – ледебурит, Ф – феррит, Ц – цементит

 
            Вторичная  кристаллизация (превращение в твердом состоянии) происходит при температурах, соответствующих линиям GSE, PSK и GPQ. Превращения в твердом состоянии происходят вследствие перехода железа из одной аллотропической модификации в другую (γ в α) и в связи с изменением растворимости углерода в аустените и феррите. С понижением температуры растворимость уменьшается. Избыток углерода выделяется из твердых растворов в виде цементита. В области диаграммы AGSE находится аустенит. При охлаждении сплавов аустенит распадается с выделением феррита при температурах, соответствующих линий GS, и цементита, называемого вторичным, при температурах, соответствующих линии SE. Вторичным называют цементит, выделяющийся из твердого раствора аустенита, в отличие от первичного цементита, выделяющегося из жидкого расплава. В области диаграммы GSP находится смесь феррита и распадающегося аустенита. Ниже линии GP существует только феррит. При дальнейшем охлаждении до температур, соответствующих линии PQ, из феррита выделяется цементит (третичный). Линия PQ показывает, что с понижением температуры растворимость углерода в феррите уменьшается от 0,02% при 727°С до 0,005% при комнатной температуре. В точке S при содержании 0,8% углерода и температуре 727°С весь аустенит распадается и превращается в механическую смесь феррита и цементита - перлит. Сталь, содержащую 0,8% углерода, называют эвтектоидной (рис. 2,б). Стали, содержащие от 0,02 до 0,8% углерода, называют доэвтектоидными (рис. 2, а ) , а от 0,8 до 2,14% углерода - заэвтектоидными (рис. 2, в). При температурах, соответствующих линии PSK, происходит распад аустенита, оставшегося в любом сплаве системы, с образованием перлита, представляющего собой механическую смесь феррита и цементита. Линию PSK называют линией перлитного превращения. При температурах, соответствующих линии SE, аустенит насыщен углеродом, и при понижении температуры из него выделяется избыточный углерод в виде цементита (вторичного). Вертикаль DFKL означает, что цементит имеет неизменный химический состав. Меняется лишь форма и размер его кристаллов, что существенно отражается на свойствах сплавов. Самые крупные кристаллы цементита образуются, когда он выделяется при первичной кристаллизации из жидкости. Белый чугун, содержащий 4,3% углерода, называют эвтектическим (рис. 3).

Белые чугуны, содержащие от 2,14 до 4,3% углерода, называют доэвтектическими, а от 4,3 до 6,67% углерода - заэвтектическими. 
По достижении температуры 727°С (линия PSK) аустенит, обедненный углеродом до эвтектоидного состава (0,8% углерода), превращается в перлит. После окончательного охлаждения доэвтектические белые чугуны состоят из перлита, ледебурита (перлит+цементит) и цементита (вторичного). Чем больше в структуре такого чугуна углерода, тем меньше в нем перлита и больше ледебурита. 
Белый эвтектический чугун (4,3% углерода) при температурах ниже 727°С состоит только из ледебурита. Белый заэвтектический чугун, содержащий более 4,3% углерода, после окончательного охлаждения состоит из цементита (первичного) и ледебурита. Следует отметить, что при охлаждении ледебурита ниже линии PSK входящий в него аустенит превращается в перлит, т. е. ледебурит при комнатной температуре представляет собой уже смесь цементита и перлита. При этом цементит образует сплошную матрицу, в которой размещены колонии перлита. Такое строение ледебурита является причиной его большой твердости (НВ>600) и хрупкости. 
              Диаграмма состояния железо-цементит имеет большое практическое значение. Ее применяют для определения тепловых режимов термической обработки и горячей обработки давлением (ковка, горячая штамповка, прокатка) железоуглеродистых сплавов. Ее используют также в литейном производстве для определения температуры плавления, что необходимо для назначения режима заливки жидкого железоуглеродистого сплава в литейные формы [2].

 
Рис. 2. Микроструктура: 
а – доэвтектоидная сталь – феррит (светлые участки) и перлит (темные участки) при 500х увеличении, б – эвтектоидная сталь – перлит (1000х), в – заэвтектоидная сталь – перлит и цементит в виде сетки (200х)

 

 
Рис. 3. Микроструктура белого чугуна при 500х увеличении: 
а- доэвтектический чугун – перлит (темные участки) и ледебурит (цементит вторичный в структуре не виден), б – эвтектический чугун – ледебурит (смесь перлита и цементита), в – заэвтектический чугун – цементит (светлые пластины) и ледебурит

 

Также Черновым Дмитрием Константиновичем в 1868 году были установлены критические точки и названы точками a, b, c и позднее в 1878 году была названа точка d.

Эти точки - критические температуры, при которых происходит изменение фазового состояния и структуры стали при нагреве и охлаждении её в твёрдом виде.

Открытие и изучение данного вопроса положило начало науке о термической обработке металлов.

Значение точки а (темно-вишнёвое каление) заключается, по Чернову, в том, что сталь, будучи нагрета ниже точки a, не принимает закалки, как бы быстро её ни охлаждали. Для точки b Чернов дал такое определение: сталь, будучи нагрета ниже точки b, не изменяет своей структуры, излом её сохраняет прежний вид. По Чернову, точка а - это температура, нагрев выше которой необходим для закалки стали, а точка b - температура, нагрев выше которой приводит к исправлению крупнозернистой структуры. Позднее, в 1878, Чернов ввёл понятие о точке d (точкой с Чернов обозначал температуру плавления стали), лежащей около 200 °С, как о температуре, до которой нужно быстро охладить сталь, чтобы совершилась полная закалка (рис. 4).

                      

Рис 4. Фазовая диаграмма  железо-углерод с точками Чернова a, b,c, d (выделены красным цветом)

 

По современным представлениям, точка а (обозначаемая теперь A₁) соответствует температуре эвтектоидного превращения в стали. Точка b обычно отождествляется с температурой, обозначаемой теперь A₃, при которой оканчивается растворение феррита в аустените при нагревании стали. Согласно Чернову, сталь, нагретая выше точки b, приобретает после охлаждения мелкозернистую структуру, чем и определяется значение этой точки в технологии термической обработки стали. Поскольку в ряде случаев нагрев выше точки A₃ не сопровождается измельчением крупнокристаллической структуры, безоговорочное отождествление точек b и A₃ является, по-видимому, неправильным. Точка d известна теперь как температура мартенситного превращения при закалке стали, обозначаемая обычно М_н.[2]

Условия начала превращения 

Превращения в соответствии с диаграммами состояния имеют место только в идеализированных условиях бесконечно медленного нагрева (или охлаждения). Фактически применяемые режимы весьма сильно влияют на характер превращения, приводя к результатам, часто не соответствующим диаграмме состояния. Так, применение больших скоростей нагрева приводит к получению в доэвтектоидной стали аустенитно-карбидной структуры. Хорошо известно также, что нагрев до различных температур выше А₃—А_ст приводит к получению аустенита с разными свойствами, а это определяет различное поведение в процессе охлаждения и свойства термически обработанной стали. Все эти особенности определяются диффузионным характером процесса образования аустенита, развивающимся во времени. Поэтому изменение температурно-временных условий нагрева приводит к изменению состава и строения аустенита со всеми вытекающими последствиями. [3]

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

2. Равновесные и неравновесные структуры

 

Равновесные структуры стали образуются в результате распада аустенита при очень медленном охлаждении. Увеличение скорости охлаждения приводит к переохлаждению аустенита и изменению структуры.

По типу равновесной структуры стали подразделяются на доэвтектоидные, эвтектоидные, заэвтектоидные и ледебуритные. В структуре литых ледебуритных (карбидных) сталей присутствует эвтектика (ледебурит), образованная первичными карбидами вкупе с аустенитом; поэтому по структуре они могут быть отнесены к белым чугунам, но их причисляют к сталям с учетом меньшего, чем у чугунов, содержания углерода (2%) и возможности подвергать пластической деформации. Влияние легирующих элементов на положение точек S и Е диаграммы Fe-С (см. рис.1) проявляется чаще всего в их смещении в направлении меньшего содержания углерода.

Из диаграммы видно, что при нормальных условиях равновесными структурами стали являются феррит, цементит и перлит. Так как углерод малорастворим в ɣ-железе, структура, состоящая из одного феррита, может наблюдаться только в технически чистом железе.

Таким образом, с увеличением  скорости охлаждения металла шва  вместо сравнительно мягких равновесных структур ферритно-перлитной стали происходит образование неравновесных, мелкодисперсных структур сорбита, тростита и бейнита, что приводит к заметному повышению прочности и уменьшению пластичности металла шва (рис. 5). Аналогичное явление происходит в сталях, которые с целью повышения их прочности подвергают процессу так называемого термического упрочнения. [4]

 

Неравновесные структуры приходят в равновесное состояние в случае отсутствия факторов, удерживающих эти структуры в неравновесном состоянии. Если исходное состояние отличается сильной неравновесностью и возникающие процессы достаточно интенсивны, то на фоне общего стремления системы к равновесию появляется подсистемы, в которых энтропия уменьшается локально. Эти подсистемы представляют значительный интерес. Однако суммарная энтропия для общей системы с учетом внешних систем увеличивается, т.е. нарушение закона возрастания энтропии не происходит. Локальное уменьшение энтропии в какой-либо подсистеме происходит само по себе. Для обеспечения этого процесса необходимо неравновесное состояние с достаточно малой энтропией, но, подчеркнем, общая энтропия всей большой системы увеличивается.

Получение неравновесной структуры в результате термической обработки значительно изменяет многие свойства и особенно механические.

Переход неравновесных структур в равновесные сопровождается короблением и усадкой изделий во время эксплуатации. Для уменьшения этого недостатка используют термическую стабилизацию - отжиг при температурах, превышающих максимальные температуры эксплуатации. 

Элементами неравновесной структуры шва являются химическая неоднородность, дисперсность карбидной или интерметаллидной фазы в зависимости от легирования, повышенное содержание примесей в твердом растворе и искаженность кристаллической решетки. Первичная структура сварных швов состоит из четко выраженных столбчатых дендритов; вторичная - обычно мелкозернистая с дисперсным распределением второй фазы. 

В неравновесной структуре метастабильный аустенит обнаружить легче, чем в равновесной. Это соответствует гораздо меньшей концентрации углерода в аустените (точка С). Чем более неравновесно состояние исходной ферритокарбидной матрицы, тем меньшей должна быть концентрация углерода в аустените, находящемся в состоянии квазиравновесия с исходной искаженной а-фазой. Следовательно, чем больше степень неравновесности исходной структуры, тем выше эквивалентная температура превращения и тем большим должно быть количество аустенита, образующегося при данной температуре. [5]