Третья стадия превращений в закалённой стали при отпуске

Федеральное агентство по образованию Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования Тюменский государственный университет Кафедра ФММ.

Контрольно-курсовая работа по дисциплине «Теория термической обработки металлов и сплавов» на тему «Третья стадия превращений в закалённой стали при отпуске».

Выполнил П. В. Фомина Тюмень 2010.

Содержание Введение.

1. Третья стадия превращений в закалённой стали при отпуске.

2. Влияние легирующих элементов на карбидное превращение.

3.

Список использованных источников

.

Введение

Отпуск — это термическая обработка закаленного на мартенсит сплава (или металла), при которой главным процессом является распад мартенсита. [1].

Структура закаленной стали состоит преимущественно из мартенсита и остаточного аустенита, которые являются метастабильными и стремятся перейти в более равновесное состояние.

Особенностями строения закаленной стали являются высокое пересыщение мартенсита, повышенная плотность дефектов кристаллической решетки — дислокаций и присутствие остаточного аустенита.

С учетом особенностей строения закаленной стали распад пересыщенного твердого раствора (мартенсита) осложняется распадом переохлажденного аустенита, развитием процессов полигонизации и рекристаллизации в мартенсите и процессами коагуляции и сфероидизации цементита.

При отпуске закаленную сталь нагревают до температур ниже точки; чем выше температура нагрева, тем более подвижными становятся атомы углерода и матрицы, тем вероятнее переход к более стабильному состоянию. По мере нагрева в сталях происходят следующие превращения.

Нагрев 20−80 °С. Стадия предвыделений.

Проходят подготовительные процессы внутри кристаллов перед их распадом. Атомы углерода перемещаются к дислокациям, занимая энергетически более выгодные позиции, этому способствует сильное пересыщение мартенсита углеродом и громадная плотность дислокаций. При нагреве атомы углерода могут образовывать в мартенсите кластеры (плоские зоны) вдоль плоскостей или. Сегрегация атомов углерода в виде примесных атмосфер на дефектах решетки и кластеров является первым изменением в тонком строении мартенсита при отпуске. [2].

Нагрев 80−300 °С. Превращение остаточного аустенита в мартенсит отпуска.

В интервале температур 80−300 °С идет превращение остаточного аустенита в мартенсит отпуска, параллельно этому превращению идет выделение промежуточных карбидов, прямо из кластеров углерода путем небольшой перестройки их решетки или непосредственно из б-р аствора. Образующиеся карбидные фазы, при последующем нагреве превратятся в цементит.

В результате превращений образуется структура отпущенного мартенсита, представляющая собой гетерогенную смесь пересыщенного твердого раствора и дисперсных частиц промежуточного карбида при сохранении когерентности решеток этих фаз. Под микроскопом структура игольчатая, лучше травимая, чем мартенсит закалки.

Нагрев от 300 °C и выше. Карбидное превращение.

Это превращение связано с появлением дисперсных карбидов Fe₃C шаровидной формы вместо тонкопластинчатых, когерентно связанных ферритом. Это превращение мы рассмотрим более подробно, чем предыдущие.

1. Третья стадия превращений в закаленной стали при отпуске В области температур третьего превращения при отпуске происходит образование карбида Fe₃C, которому предшествовало выделение карбидных фаз, отличных от предсказаваемых диаграммой железо-углерод.

Б.А. Апаев, используя специальную методику магнитного анализа, изучив влияние температуры, времени нагрева и содержания углерода на карбидные превращения при отпуске, сделал вывод, что существуют карбидные фазы: низкотемпературный ч (хи)-карбид с точкой Кюри 265 °C (температура точки Кюри цементита равна 210 °С); е-карбид, который устойчив ниже 200 °C, а при температуре выше 450 °C интенсивно превращается в Fe₃C. В низкоуглеродистой стали (<0,4−0,6%С) с повышением температуры нагрева осуществляются следующие превращения: мартенсит е-карбид (Fe_хC) Fe₃C. 4].

В стали с 0,6−1,2% С на первом этапе отпуска образуется е-карбид. На втором этапе е-карбид одновременно превращается в ч-карбид и Fe₃C. Третий этап карбидообразования заключается в превращении ч-карбида в Fe₃C. Температурные зоны существования различных карбидных фаз в зависимости от содержания углерода в стали показаны на рисунке 1.

Рисунок 1 — Область существования карбидных фаз при отпуске закаленной углеродистой стали.

Образование цементита Fe₃C начинает происходить уже при температурах выше 250 °C, а наиболее активно продолжается в интервале 300−400 °С.

Цементит Fe₃C — более стабильная фаза, обладающая меньшей объемной энергией Гиббса, чем промежуточный карбид.

Установлены два механизма зарождения цементита. Во-первых, цементит выделяется прямо из пересыщенного б-р аствора, причем рост частиц Fe₃C сопровождается растворением выделений ранее образовавшегося менее стабильного карбида. Во-вторых, цементит образуется перестройкой решетки промежуточного карбида в решетку Fe₃C (в пределах объема частиц промежуточного карбида).

После отпуска при 300 °C основную массу карбидной фазы составляет цементит, отличающийся от высокотемпературного цементита несколько меньшим объемом элементарной ячейки и наличием дефектов кристаллической структуры. При более высоких температурах отпуска (450 — 480 °С) единственной карбидной фазой, присутствующей в стали, является высокотемпературный «равновесный» цементит.

При повышении температуры и (или) увеличении продолжительности отпуска возрастает концентрация углерода в карбидной фазе от 2 в е до 3 в цементите.

При сравнительно низких температурах цементит растет в виде дисперсных пластин, полукогерентных матрице. Размер цементитных пластин различен. Концентрация углерода в б-р астворе около относительно мелких частиц выше, чем около более крупных. Эта разность концентраций обеспечивает диффузию углерода в б-р астворе от более мелких цементитных частиц к более крупным. В результате выравнивающей диффузии б-р аствор становится ненасыщенным около мелких частиц и пересыщенным около крупных. Более мелкие цементитные частицы растворяются, а более крупные подрастают. Цементит выделяется из б-р аствора на крупных частицах вдали от их вершин и ребер, и форма крупной частицы приближается к сферической. Таким образом, переносом вещества через раствор осуществляются коагуляция и сфероидизация цементита при отпуске стали. Ниже 350 °C эти процессы развиты очень слабо. По-настоящему интенсивная коагуляция и сфероидизация начинаются с 350 — 400 °C. Выше 600 ^СС все частицы цементита сферические и идет только их коагуляция. При изотермической выдержке коагуляция цементита интенсивно развивается в течение короткого времени (первого часа) и затем затухает. Средний размер цементитных частиц растет с повышением температуры отпуска.

Процессы карбидообразования в зависимости от того, происходят они в мартенситных кристаллах, содержащих двойники, или в кристаллах без двойников, сильно различаются.

В кристаллах без двойников при отпуске 300 °C карбидная фаза формируется в виде нескольких систем параллельных тонких пластинок, ориентация которых соответствует определенным кристаллографическим направлениям матрицы. После отпуска стали при 300° С наряду с частицами е-карбида образуются частицы цементита, обладающего ромбической решеткой, параметры которой совпадают с параметрами решетки нормального цементита, который образуется при высокотемпературном (550−600 °С) отпуске стали. Тем не менее, возникшая при 300 °C цементитная фаза существенно отличается от «равновесного» цементита Fe₃C; это относится к некоторым физическим свойствам, а также к деталям тонкого кристаллического строения.

В кристаллах мартенсита с двойниками, в которых е-карбид при низкотемпературном распаде мартенсита не образовывался, после отпуска в интервале третьего превращения можно наблюдать относительно грубые пластинки цементита, расположенные по границам двойников и реже по границам бывших мартенситных кристаллов. На свободных от двойников участках наблюдаются пластинчатые выделения е-карбида и цементита.

После достаточно длительного отпуска при высоких температурах (выше ~600°С), когда в результате коагуляции цементитных частиц закрепление границ ослабевает, происходит рекристаллизационный рост исходных высокоугловых границ. Микроструктура при этом теряет характерные морфологические признаке реечного мартенсита.

В высокоуглеродистых сталях из-за сильного торможения миграции границ частицами цементита рекристализационный рост зерен б-фазы идет еще труднее и «игольчатый» характер структуры сохраняется до температур отпуска около 650 °C.

После отпуска при 300 — 450 °C обнаруживается особенно сильно травящаяся игольчатая структура, которую называют трооститом отпуска. В интервале температур 450 — 650 °C получается сорбит отпуска. Его двухфазное строение отчетливо выявляется при больших увеличениях светового микроскопа. Высокие температуры отпуска приводят к потере игольчатого вида сорбита, который приобретает явное точечное строение.

Цементитная фаза, образующаяся в стали после отпуска при температурах, соответствующих началу третьего превращения, содержит плоские дефекты упаковки.

Некоторую разницу в кристаллической структуре цементита, образующегося при температурах третьего превращения, от высокотемпературного объем элементарной ячейки цементита после отпуска стали при 350—400° С меньше объема элементарной ячейки высокотемпературного цементита или цементита отожженной стали. При дальнейшем повышении температуры отпуска объем элементарной ячейки цементита увеличивается и приближается постепенно к объему элементарной ячейки стабильного цементита. Это можно объяснить образованием на рассматриваемой стадии отпуска цементита нестехиометрического состава, характеризующегося наличием вакантных мест в кристаллической решетке и дефицитом по углероду.

Весьма интересные данные о кинетике и последовательности изменений в карбидной фазе в процессе отпуска при 250—300°С были получены при наблюдении за изменениями структуры в одном и том же участке кристалла мартенсита, не содержащего двойников, который подвергался нагреву непосредственно в колонне электронного микроскопа. Отпуск при 300° С еще не приводит к образованию цементитной фазы в таких участках сплава — на микроэлектронограмме фиксируются отражения от а-фазы и е-карбида. При увеличении выдержки до 70 мин усиливается дифракционный контраст от выделений и на электронограмме появляются отражения, соответствующие цементиту; при этом отчетливо виден рост карбидных частиц, выделившихся вдоль границы мартенситного кристалла; по-видимому, одновременно с увеличением размеров карбидов происходит частичный переход е-карбида в цементит. Принципиальным моментом в данном случае является то обстоятельство, что процесс превращения е-карбида в цементитную фазу происходит, в определенной степени, за счет растворения частиц е-карбида и роста кристаллов цементита, имеющих, по-видимому, благоприятную кристаллографическую ориентировку. Основанием для такого заключения является то, что в процессе отпуска увеличивается размер цементитных частиц, выделившихся по границам мартенситного кристалла, и уменьшается количество более мелких выделений е-карбида. Такой процесс хорошо наблюдать при отпуске в области 380—400° С. Исчезновение мелких карбидных частиц и увеличение числа крупных сопровождается исчезновением отражений от решетки е-карбида, и на дифракционной картине наблюдаются лишь рефлексы от цементита. При увеличении выдержки в условиях изотермического отпуска (свыше 20 мим при 380° С) картина существенно не меняется.

Следует особо отметить, что после отпуска при 250— 350° С дифракционные пятна цементита оказываются вытянутыми в направлении ромбической решетки, а некоторые из них смещены в этом же направлении. Кроме того, между пятнами цементита имеются слабые соединительные линии, также расположенные в направлении цементита. Такого рода эффекты могут возникнуть при плоских нарушениях укладки атомов в решетке цементита. Последние могут образоваться в результате реализации такого механизма превращения е-карбида в цементит, когда в плоскости (001) решетки цементита на определенном протяжении перехода атомов железа из их положений в гексагональной плотноупако-ванной решетке в новые положения, соответствующие решетке цементита, не происходит.

Этот процесс может происходить при перестройке решетки е-карбида в ромбическую решетку цементитной фазы по механизму, который был впервые рассмотрен Джаком.

Аналогичные наблюдения В. Н. Гриднев и Ю. Н. Петров осуществили на низкоотпущенных кристаллах двойникового мартенсита при его последующем нагреве в микропечи электронного микроскопа. Повышение температуры отпуска до 280° С приводит к ослаблению контраста от двойников, хотя на дифракционной картине сколько-нибудь существенных изменений по сравнению с низкотемпературным отпуском (200° С) зафиксировать не удается.

Отпуск при 380° С даже сравнительно кратковременный (15 мин) вызывает значительное укрупнение отдельных частиц цементита, расположенных по границам двойников, и усилением их контраста; в то же время во многих участках тонкие пластинки выделившейся карбидной фазы растворяются.

Вновь образующиеся карбиды в ряде случаев дают дифракционный контраст, подобный контрасту от дефектов упаковки. Низкотемпературный дефектный цементит превращается, таким образом, в высокотемпературную цементитную фазу, структура которой также характеризуется значительным количеством несовершенств. Микродифракционная картина в этом случае соответствует ромбической решетке с параметрами: а=0,451 нм (4,51 А); 6=0,508 нм (5,08А); с=0,673юи (6,73 А).

Смещение некоторых рефлексов и появление тонких полосок в направлении может свидетельствовать о существовании плоских дефектов в системе плоскостей (001) возникающего карбида цементитного типа с ромбической решеткой.

Повышение температуры отпуска до 400 — 500 °C приводит к завершению изменений в кристаллической структуре карбидной фазы стали. Наблюдаются частицы цементита, ориентированные определенным образом по отношению к матрице. В твердом растворе, где имеются двойниковые образования, наблюдается интенсивный рост ромбического цементита по границам двойников, постепенном уменьшении степени дефектности кристаллической решетки цементита. При температуре отпуска 600° С происходит заметная коагуляция частиц цементита.

Таким образом, имеющиеся в настоящее время данные свидетельствуют о том, что при третьем превращении происходят изменения как в структуре матрицы стали, так и в карбидной фазе. Изменения в б-фазе заключаются в окончательном выделении из твердого раствора углерода, который в незначительном количестве сохраняется в позициях внедрения при нагреве до 250 — 300 °C и снижении плотности структурных несовершенств. Метастабильные карбидные фазы — е-карбид и низкотемпературный дефектный цементит — превращаются в температурном интервале третьего превращения в наиболее стабильный карбид железа — цементит.