Деформированной феррито-перлитной стали с содержанием углерода 0,08 % от температуры отжига

Низкотемпературный отжиг (при меньше температуры рекристаллизации), приводящей к снятию внутренних напряжений, вызывает уменьшение коэрцитивной силыи увеличению начальнойи максимальнойпроницаемостей. При повышениидо температуры рекристаллизации и выше происходящие структурные превращения сопровождаются резким изменением магнитных свойств. Как правило, магнитные свойства меняются в том же направлении, что и при более низких температурах отжига. По завершении рекристаллизации интенсивность изменения магнитных свойств падает. На рис. 2.46. представлены характерные зависимости прочностных и магнитных свойств холоднодеформированной феррито-перлитной стали от температуры последующего отжига. Быстрое охлаждение после высокотемпературного отжига сталей с повышенным содержанием углерода может изменить характер зависимости магнитных свойств от температуры отжига и привести к росту коэрцитивной силыи уменьшению проницаемостейи. Остаточная магнитная индукция веществарастет при увеличении температуры отжига.

Для неразрушающего контроля качества отжига деформированных феррито-перлитных сталей чаще всего используют коэрцитивную силу . Однако не во всех случаях это возможно. К примеру в машиностроении используется технология изготовления и упрочнения изделий из малоуглеродистых сталей путем многоступенчатой вытяжки (высадки) с промежуточными низкотемпературными отжигами для снятия внутренних напряжений. Поскольку низкотемпературный отжиг приводит к существенному уменьшению коэрцитивной силы малоуглеродистых сталей, в то время как прочностные свойства не меняются или даже повышаются благодаря деформационному старению, то использование только величиныдля контроля прочностных свойств готовых изделий затруднено вследствие ошибок, вносимых неконтролируемыми колебаниями температуры отжига.

В связи с появлением в последние годы устройств для локального измерения магнитных свойств вещества стало перспективным применение и других магнитных характеристик (,и др.), а также их сочетаний (многопараметровый контроль).

5.3. Контроль качества термической обработки стальных изделий

Структурные превращения при термообработке сталей. В стали (т.е. сплаве железа с углеродом с возможной добавкой других легирующих элементов) основными являются следующие три структуры:

аустенит ( A ) - твердый раствор углерода в   - железе;

мартенсит ( М ) - твердый раствор углерода в - железе;

перлит ( П ) - эвтектоидная смесь из одновременно образующихся феррита и карбида . Переход от одной структуры к другой характеризует основные превращения в сталях.

Для понимания процессов, происходящих в сталях при закалке и отпуске, необходимо рассмотреть так называемый "стальной" участок диаграммы состояний сплава железо-углерод, представленный на рис. 2.47.

Нижняя критическая точка лежит на линии PSK и соответствует превращению аустенит-перлит. Верхняя критическая точка лежит на линииGSE и соответствует началу выпадения или концу растворения феррита в доэвтектоидных (содержание углерода C < 0,8 %) или цементита в заэвтектоидных (0,8 % < C < 2,14 %) сталях. Чтобы отличить критические точки при нагреве и охлаждении рядом с буквой ставят буквус или r соответственно (например, точка превращения аустенита в перлит при охлаждении обозначается , а точка превращения перлита в аустенит при нагреве обозначается).

Основные виды термической обработки сталей.

Отжиг - фазовая перекристаллизация, заключающаяся в нагреве выше с последующим медленным охлаждением. Состояние приближается к равновесному. Структура после отжига: перлит + феррит, перлит или перлит + цементит.

Закалка - нагрев выше с последующим быстрым охлаждением. При медленном охлаждении аустенит распадается на феррит + цементит. С увеличением скорости охлаждения превращение происходит при все более низких температурах. Если скорость охлаждения достаточно высока и переохлаждение достаточно велико, то выделения цементита и феррита не происходит и аустенит превращается в мартенсит. При аустенитно-мартенситном превращении происходит только перестройка решетки без

Рис. 2.47. “Стальной” участок диаграммы состояний сплава Fe – C

изменения концентрации реагирующих фаз. Углерод из раствора не выделяется, а атомы железа из решетки гранецентрированного куба перестраиваются в о.ц.к. решетку. Для кристаллической решетки мартенсита характерна тетрагональность (соотношение осей не равно единице вследствие наличия в растворе углерода), что обуславливает высокие внутренние напряжения. Кристаллы мартенсита представляют собой пластины, расположенные параллельно или пересекающиеся под определенными углами, поскольку мартенсит образуется лишь по определенным кристаллографическим направлениям в аустените. Размер кристаллов мартенсита тем больше, чем более однородна и совершенна структура аустенита. Превращение аустенита в мартенсит происходит в определенном температурном интервале, ограниченном точками (начало превращения) и(конец превращения). Положение точекине зависит от скорости охлаждения и определяется химическим составом аустенита. Если точкалежит ниже нормальной температуры, то не весь аустенит превращается в мартенсит. Количество остаточного аустенита зависит от химического состава и условий закалки стали.

Полученная в результате закалки мартенситная структура придает стали высокую твердость, хрупкость. В сравнении с отожженным состоянием существенно повышаются электросопротивление, коэрцитивная сила, снижаются магнитная проницаемость, намагниченность насыщения и остаточная индукция.

Отпуск - нагрев закаленной стали ниже с последующим медленным или быстрым охлаждением. Исходной является структура закаленной стали, состоящая из мартенсита и аустенита. При повышении температуры отпуска до 200С происходит так называемое первое превращение  при отпуске. Рентгеновский анализ показывает, что в этом диапазоне температур уменьшается степень тетрагональности решетки мартенсита, то есть соотношение параметров решетки стремится к единице, что связано с выделением углерода из раствора. При этом образуются тонкие (несколько атомных слоев) пластинки карбида, когерентно связанные с твердым раствором. Получившаяся структура носит название отпущенного мартенсита.Второе превращение при отпуске захватывает интервал температур 200-300 С. В этом интервале остаточный аустенит превращается в отпущенный мартенсит. Повышение температуры более чем на 300 С, приводит к полному выделению углерода из раствора, и снятию внутренних напряжений. Карбиды обособляются и превращаются в цементит (Fe₃C). Сумма этих изменений характеризует третье превращение  при отпуске. При 400 С третье превращение заканчивается, и сталь состоит из феррита и цементита. Дальнейшее повышение температуры приводит к коагуляции частиц феррита и цементита.

Структура, механические и магнитные свойства сталей после закалки и отпуска. Изменение структуры сталей под влиянием термообработки приводит к существенному изменению их свойств.

В отожженном или высокоотпущенном (температура отпуска  > 400 C) состояниях сталь состоит из феррита и включений карбидов (цементита). Феррит обладает низкой прочностью и высокой пластичностью, цементит же при нулевом значении удлинения и сужения имеет высокую твердость. Более высокое значение прочности и меньшая пластичность сплавов с содержанием углерода более 0,01 %, объясняются упрочняющим действием карбидных частиц. При малом количестве цементитных включений пластическая деформация развивается относительно беспрепятственно, и материал характеризуется невысокой твердостью. Если таких частиц будет больше, например если при термообработке измельчаются частицы цементита, то вокруг этих частиц образуются искажения кристаллической решетки, что препятствует движению дислокаций, и сталь упрочняется. Наоборот, в результате укрупнения частиц освободятся некоторые объемы феррита для движения дислокаций, и способность стали к пластической деформации увеличивается. Количество карбидных частиц постоянного размера зависит от содержания углерода в стали, поэтому с увеличением содержания углерода повышаются значения прочности и понижаются значения пластичности как для отожженного, так и высокоотпущенного состояний. При данном же содержании углерода число карбидных частиц, а, следовательно, и площадь поверхности раздела фаз будут возрастать при измельчении карбидов. Более высокая дисперсность карбидной фазы объясняет более высокую прочность закаленной и отпущенной стали по сравнению с отожженной. Повышение , приводящее к укрупнению цементитных частиц, снижает прочность.

Высокая твердость мартенсита объясняется тем, что элементарные кристаллические ячейки его искажены, вследствие чего пластическая деформация затруднена и образование сдвигов в мартенсите почти невозможно. Чем больше углерода в стали, тем больше искаженность тетрагональной решетки мартенсита и больше его твердость. Изложенные представления иллюстрируются представленными на рис. 2.48 экспериментальными зависимостями твердости закаленных сталей с различным содержанием углерода от температуры отпуска.

Рис. 2.48. Зависимость твердости закаленных углеродистых сталей с различным содержанием углерода от температуры отпуска

Особенности структуры оказывают большое влияние не только на механические, но и на другие физические, в том числе магнитные, свойства. Рассмотрим это на примере коэрцитивной силы .

Влияние размера частиц. Монокристалл чрезвычайно чистого железа обладает коэрцитивной силой  ~ 1 А/м. Тот же самый материал в виде порошка с размером частиц  ~ 200 А может иметь коэрцитивную силу 8 ^.10⁴ А/м и более. Таким образом, коэрцитивная сила может быть сильно увеличена путем уменьшения размера частиц материала. Структурно нечувствительные свойства от изменения размеров частиц не зависят.

Влияние величины зерна. Измельчение зерна однородного металла приводит к повышению коэрцитивной силы, а также к увеличению твердости и временного сопротивления разрушению. Эмпирически эта зависимость выражается следующей формулой:

, (2.99)

где - диаметр зерна,A и B - константы, причем для чистого железа A = 0,0022 (А), B = 0 (А/см); для электролитического железа: A = 0,004 (А), B = 0,32 (А/см). Очевидно, величина B обусловлена наличием примесей.

Влияние дисперсной фазы внутри зерна. Из опытов известно, что резко возрастает при выделении немагнитной фазы в мелкодисперсной форме. Примером такого влияния является выделение карбидов, нитридов и оксидов в сталях.

Если в ферромагнетике имеются мелкие включения пара- или диамагнитной фазы, то они препятствуют движению междоменных границ и затрудняют намагничивание (см. п. 3.5). При этом уменьшается проницаемость и растет коэрцитивная сила.

Для коэрцитивной силы имеется следующее оценочное выражение:

, (2.100)

где - намагниченность насыщения; - объемная доля включений; - толщина границы между доменами;- диаметр включения.

Из формулы (2.100) следует, что коэрцитивная сила зависит как от общего относительного объема включений, так и от степени их дисперсности. Причем, при коэрцитивная сила увеличивается вместе с растущим диаметром включения. В случаевеличинападает. Остается ожидать, чтовблизиимеет максимум. Действительно, экспериментально найденная зависимость коэрцитивной силы от размеравыделяющихся частиц цементита проходит через максимум. Величина, соответствующая максимуму, приблизительно равна толщине доменной границы. Еслине меняется, то прирост коэрцитивной силы должен определяться объемом включений, то есть величиной.

Контроль качества закалки. По характеру зависимости магнитных свойств от температуры закалки можно выделить три группы сталей:

• доэвтектоидные низколегированные стали;

• эвтектоидные и заэвтектоидные низколегированные стали;

• высоколегированные стали.

Рис. 2.49. Зависимость твердости и магнитных свойств стали 50Г