Особенности термообработки легированных сталей

Сложный состав легированных сталей заметно тормозит диффузионные процессы структурных превращений при термической обработке по сравнению с углеродистыми.

Легирующие элементы замедляют при отпуске процесс выхода из решётки мартенсита атомов углерода, смещая его в сторону более высоких температур, что особенно характерно при легировании стали хромом, молибденом, ванадием, вольфрамом, кобальтом и кремнием. Такие элементы как никель и марганец влияют незначительно.

Для получения близких по свойствам результатов отпуска углеродистой и одинаковой с ней по содержанию углерода низко- и среднелегированной стали легированную сталь нужно нагревать до более высокой температуры. В высоколегированных сталях с хромом, вольфрамом или мо­либденом в процессе отпуска при высоких температурах 500…600 °С повышение твердости проис­ходит в результате превращения остаточного аустенита и распада мартенсита с образованием диcперсных вторичных карбидов легирую­щих элементов. Обедненный углеродом остаточный аустенит превра­щается в мартенсит.

Для высоколегированных сталей карбидного класса превра­щение всего объема остаточного аустенита в мартенсит и полнота дисперсионного твердения обеспечиваются только многократным высокотемпе­ратурным отпуском (сталь PI8 – трехкратный отпуск продолжительностью по одному часу при тем­пературе 560 °С).

Так как структура отпущенной стали формируется в процессе выдержки при температуре отпуска, последующая скорость охлаждения углеродистой и большинства легированных сталей не оказывает влияния на структурное состояние и свойства.

Для обеспечения требуемых свойств стали легируют различными элементами, но особую роль в обеспечении повышенной твердости и прочности играют карбидообразующие элементы. Небольшое количество этих элементов при введении в сталь растворяется в цементите, замещая часть атомов железа, при этом образуется легированный цементит (например, FeMn₃C). C увеличением содержания легирующего элемента выше предела растворимости образуются специальные карбиды типа Cr₇C₃, Mn₃C и другие.

Легирующие элементы оказывают определенное влияние на положение критической точки Ас₃ диаграммы состояния железоуглеродистых сплавов: никель, марганец, цинк понижают температуру Ас₃; хром, кремний, ванадий, вольфрам, молибден, титан и др. – повышают ее. Таким образом, легирующие элементы и их количество определяют температуру нагрева под закалку легированных сталей (табл. 3.3).

Карбиды легирующих элементов обладают высокой твердостью. С повышением дисперсности карбидов возрастает твёрдость и прочность стали.Все легирующие элементы, кроме Mn, тормозят рост зерна аустенита: наиболее сильно V, Ti и Al, значительно W и Mo, слабо Ni и Si.

Величина зерна оказывает значительное влияние на ударную вязкость, особенно при низких температурах: увеличение размеров зерна значительно уменьшает вязкость стали.

Введение в сталь легирующих элементов увеличивает (за исключением, кобальта) устойчивость переохлажденного аустенита в области перлитного и бейнитного превращения (рис 3.5).

Таблица 3.3

Температура нагрева под закалку углеродистых и легированных сталей

Рис. 3.5. Типичные диаграммы изотермического превращения переохлажденного аустенита легированных сталей (штриховая линия – углеродистая сталь): а – с небольшим количеством марганца (1-2%) или никеля (1-5%); б – низко- и среднелегированные конструкционные стали, содержащие хром и молибден; в – высоколегированные инструментальные стали (0,6%-0,9%С), содержащие хром, вольфрам и ванадий.

Повышение устойчивости переохлажденного аустенита умень­шает критическую скорость закалки легированных сталей (V_кр.лег.) по сравнению с углеродистыми (V_кр.уг.). Например, при введении 1,0 % Cr в сталь с 1 % С крити­ческая скорость закалки уменьшается в 2 раза, а при вве­дении 0,4 % Мо снижается с 200 °С/с до 50 °С/с. Сильно сни­жает критическую скорость закалки Мn и Ni, в меньшей степе­ни W.

Для многих легированных сталей критическая скорость закалки снижается до 20…30 °С/с и ниже, что обес­печивает получение мартенситной структуры при охлажде­нии в масле и на воздухе. Более медленное охлаждение при закалке создает мень­шие внутренние напряжения, что является повышающим кон­структивную прочность фактором.

Растворенные в аустените легирующие элементы понижают температуру начала мартенситного превращения М_н и температуру конца мартенситного превращения М_к легированных сталей по сравнению с углеродистыми. Следующие легирующие элементы в коли­честве 1% снижают температуру М_н: марганец на 45 °С, хром на 35 °С, никель на 26 °С, молибден на 25 °С, вольфрам на 30 °С. Легирующие элементы кобальт и алюминий, наоборот, повышают температуру М_н: кобальт на 12 °С, алюминий на 18 °С.

Температура конца мартенситного превращения М_к некоторых марок сталей, легированных марганцем, хромом, вана­дием и другими элементами, лежит ниже 0 °С, поэтому в этих сталях даже при небольшом содер­жании углерода после охлаждения до комнатной температуры может сохраниться значительное количество остаточ­ного аустенита. Для высоколегированных сталей с большим содержанием углерода (например, быстрорежущие) количест­во остаточного аустенита достигает 40 % и более.

Оста­точный аустенит может быть переведен в мартенсит ох­лаждением до температуры М_к непосредственно после закал­ки (обработка холодом) или посредством многократного вы­сокого отпуска (рис.3.6).

Высокая устойчивость переохлажденного аустенита ле­гированных сталей обеспечивает более глубокую прокаливаемость по сравнению с углеродис­тыми (углеродистые до 15 мм, хромистая сталь до 20 мм, хромомарганцевые до 40 мм). Легированные стали, содержащие бор в количестве 0,001-0,005 %, увеличивают прокаливаемость до 150 мм. Легированные конструкционные стали целесообразно приме­нять только для термически обрабатываемых деталей сечением более 30 мм. Чем больше размер детали, тем более ле­гированную сталь следует использовать для ее изготовления.

Для сталей карбидного(ледебуритного) класса необходимы высокие температуры нагрева для возможно более полного растворения вторичных карбидов и получения высоколегированного аустенита (например, для стали быстрорежущей необ­ходим нагрев до температуры 1220…1290 °С).

Рис 3.6. Режимы термической обработки инструмента из

быстрорежущей стали Р18: а – закалка и трёхкратный отпуск;

б – закалка, обработка холодом, отпуск

Для высоколегированных сталей карбидного (ледебуритного) класса для обеспечения превращения в мартенсит всего объема остаточного аустенита необходимо провести отпуск при тем­пературе 500…600 °С два - три раза по одному часу. При многократном отпуске из остаточного аустенита выделяются дисперсные карбиды, легированость аустенита уменьшается и он претерпевает мартенситное превращение. Обычно применяют трехкратный отпуск при 550…57 °С в течение 45-60 мин.

Для сталей, содержащих повышенное количе­ство фосфора или марганца, кремния, хрома или же одновре­менно хром и никель или марганец при медленном охлажде­нии после отпуска, при температуре 500…550°С наблюдается значительное понижение вязкости. Такое же явление отмеча­ется для многих сталей и после отпуска при температуре 250…400°С при любой скорости охлаждения (рис.3.7).

Указанное понижение вязкости легированных сталей на­зывают отпускной хрупкостью 1-го рода (отпуск при 250…400 °С) и 2-го рода (отпуск при 500…650 °С). Отличительной особенностью отпускной хрупкости 1-го ро­да, возникающей в результате скопления по границам зе­рен выделившихся из мартенсита карбидов, является её необратимый характер. Повторный отпуск при той же темпе­ратуре не улучшает вязкость, хрупкость устраняется нагревом выше 400 °С, что приводит к снижению твердости.

Рис.3.7.Изменение ударной вязкости стали в зависимости от температуры отпуска: I - отпускная хрупкость 1-го рода, необратимая; II – отпу- скная хрупкость 2-го рода, обратимая

Существенным признаком отпускной хрупкости 2-го рода, возникающей только после медленного охлаждения с темпе­ратуры отпуска 500…650 °С, является её обратимость. Такая отпускная хрупкость устраняется повторным отпуском с последующим быстрым охлаждением. Хрупкость 2-го рода возникает в результате диффузии атомов легирующих элементов к грани­цам зерен, чтоне наблюдается при быстром охлаждении после отпуска (в масле или в воде). Предотвратить или снизить склонность к отпускной хрупкости 2-го рода возможно введением в сталь 0,2-0,3 % молибдена или 0,5 % вольфрама.