Difuzijsko zasićenje legura ugljikom i dušikom. Difuzijski procesi u čeliku Atomi svladavaju barijeru.

Difuzijsko zasićenje čelika ugljikom, dušikom i zajedno s tim elementima široko je korišten proces kemijsko-termičke obrade u industriji.

Cementiranje čelika. Cementiranje (pougljičenje) naziva se CTO, a sastoji se u difuzijskom zasićenju površinskog sloja čelika ugljikom pri zagrijavanju u odgovarajućem okruženju - karburizatoru. U pravilu se karburizacija provodi na temperaturama iznad točke Ac 3 (930-950 °C), kada je austenit stabilan, otapajući ugljik u velikim količinama.

Za karburizaciju koriste se niskougljični (0,1-0,18% C), često legirani čelici (15Kh, 18KhGT, 20KhNM, 15KhGN2TA, itd.). Dijelovi se primaju za karburizaciju nakon mehaničke obrade s dodatkom za brušenje (50-100 mikrona). U mnogim slučajevima samo je dio dijela naugljičen: tada

Mjesta koja nisu podložna ojačanju štite se tankim slojem niskoporoznog bakra (0,02-0,05 mm) koji se nanosi elektrolitički ili izolira posebnim premazima.

Cementirani sloj ima a
promjenjiva koncentracija ugljika po
debljina koja se smanjuje od površine do
jezgra dijela (sl. 5.9, A). Zbog
ovo u strukturi cementiranog sloja
mogu se razlikovati (od površine do
jezgra) tri zone (Sl. 5.9, b): zaev-
tektoid, koji se sastoji od perlita i
sekundarno stvaranje cementita
mrežica preko bivšeg austenitnog zrna; ev-
tektoid koji se sastoji od ploča-
Riža. 5.9. Promjena koncentracije go perlita; hipoeutektoidni - od per-
ugljik po dubini cementiranog lijeva i ferit. Količina ferita u
sloj (A) a uzorak mikrostrukture izvan ove zone kontinuirano se povećava,
užareni karburizirani sloj (b): visoka koncentracija ugpvro.

1 - hipereutektoid; 2 - eutektoid; ,* g ■/ g

h - Hipoeutektoidni Zooi D a (više od 1,2-1,3%) na površini

sloju nastaje gruba mreža cementita ili se cementit oslobađa u obliku iglica što negativno utječe na čvrstoću difuzijskog sloja.

Glavne vrste cementacije su čvrsta i plinska. Plinsko cementiranje je napredniji tehnološki proces od pougljičavanja u čvrstom stanju. Ima brojne prednosti u usporedbi s pougljičenjem u čvrstom rasugljivaču. U slučaju plinske cementacije moguće je dobiti zadanu koncentraciju ugljika u sloju; trajanje procesa je smanjeno; osigurana je mogućnost potpune mehanizacije i automatizacije procesa; Naknadna toplinska obrada dijelova uvelike je pojednostavljena, budući da se kaljenje može provesti izravno iz peći za karburizaciju.

Najkvalitetniji cementirani sloj dobiva se korištenjem prirodnog plina kao karburizatora, koji se gotovo u potpunosti sastoji od mješavine metana (ME) i propan-butana, kao i tekućih ugljikovodika. Glavna reakcija koja osigurava karburizaciju tijekom plinske karburizacije je 2CO - "C0 2 + C"; S„ -» yFe(C) (proces se provodi na

910-930 °C 6-12 sati).

Cementirani proizvodi svoja konačna svojstva dobivaju toplinskom obradom nakon cementiranja. Ovaj tretman je neophodan kako bi se ispravila struktura i pročistila zrnatost jezgre i cementiranog sloja, koja se neminovno povećava tijekom dugotrajnog izlaganja visokoj temperaturi pougljičenja, kako bi se dobila visoka tvrdoća u cementiranom sloju i dobra mehanička svojstva jezgre.

U većini slučajeva, posebno kod obrade nasljedno sitnozrnatih čelika, koristi se kaljenje iznad Aci točke (jezgre) na 820-850 °C. Time se osigurava usitnjavanje zrna i potpuno otvrdnjavanje cementiranog sloja te djelomična rekristalizacija i usitnjavanje zrna jezgre.

Kod plinskog pougljičavanja, kaljenje se često koristi bez ponovnog zagrijavanja, već izravno iz peći za pougljičenje nakon hlađenja proizvoda na 840-860 °C. Ova obrada ne ispravlja strukturu cementiranog sloja i jezgre, pa se koristi samo za proizvode izrađene od nasljedno sitnozrnatih čelika.

Nakon karburizacije, toplinska obrada ponekad se sastoji od dvostrukog kaljenja i popuštanja. Za korekciju strukture jezgre propisano je prvo kaljenje (ili normalizacija) zagrijavanjem na 880-900 °C (iznad Ac 3 točke jezgre). Drugo otvrdnjavanje provodi se zagrijavanjem na 760-780 °C kako bi se uklonilo pregrijavanje cementiranog sloja i dala mu visoka tvrdoća. Nedostatak takve toplinske obrade je složenost tehnološkog procesa, mogućnost oksidacije i dekarbonizacije.

Završna operacija toplinske obrade cementiranih proizvoda je nisko kaljenje na 160-180 °C, čime se očvrsli martenzit u površinskom sloju pretvara u kaljeni martenzit, oslobađajući naprezanje i poboljšavajući mehanička svojstva.

Kao rezultat toplinske obrade, cementirani sloj trebao bi imati strukturu fino igličastog martenzita i izoliranih područja zaostalog austenita (15-20%) ili martenzita, zaostalog austenita i male količine viška karbida u obliku globula.

Tvrdoća na površini cementiranog sloja je unutar HRC ~ 58-62, au jezgri HRC ~ 30-45. Tijekom cementiranja često se ne kontrolira ukupna, već efektivna debljina sloja. Efektivna debljina odgovara zoni sloja od površine zasićenja do granice zone s tvrdoćom od HRC ~ 50 ili HV ~ 550. Debljina efektivnog sloja je 0,4-1,8 mm.

Nitriranje čelika. Nitriranje se naziva kemijska obrada, koja se sastoji u difuzijskom zasićenju površinskog sloja čelika dušikom kada se zagrijava u odgovarajućem okruženju. Nitriranje se primjenjuje na košuljice cilindara motora s unutarnjim izgaranjem, turbinske armature i brojne druge dijelove koji su podložni habanju na povišenim temperaturama u agresivnom okruženju. Tvrdoća sloja nitriranog čelika veća je od tvrdoće cementiranog sloja i održava se pri zagrijavanju na visoke temperature (450-500 °C), dok se tvrdoća cementiranog sloja, koji ima martenzitnu strukturu, održava samo do 200-225 °C.

Nitriranje se često provodi na 500-600 °C (nitriranje na niskim temperaturama). Feritni i austenitni čelici te vatrostalni metali (Ti, Mo i dr.) podvrgavaju se visokotemperaturnom nitriranju (600-1200 °C). Najčešće je plinsko nitriranje. Obično se provodi u hermetičkim komorama (retortama), u koje se amonijak dovodi određenom brzinom,

disocira reakcijom NH 3 ■ "*" N + / 2 H 2. Za smanjenje krtosti i uštedu amonijaka preporučuje se nitriranje u amonijaku razrijeđenom s dušikom. Oslobođeni atomski dušik adsorbira se na površini metala i difundira u njegov kristal. rešetka, tvoreći različite dušične faze. U legurama željeza s dušikom nastaju sljedeće faze: os-faza - čvrsta otopina dušika u a-željezu; y-faza - dušikov austenit, koji nastaje na temperaturi iznad eutektoida ( 591 ° C); y"-faza - čvrsta otopina na bazi željeznog nitrida Fe 4 N (5,7-6,1% N); B-faza - čvrsta otopina na bazi Fe2-3N nitrida (8,0-11,2% N).

Posljedično, u slučaju nitriranja na temperaturama ispod eutektoida, difuzijski sloj se sastoji od tri sloja: e + y" + os. Nositelj tvrdoće je donji os-sloj (zbog oslobađanja dispergiranih nitrida); y "-sloj je vrlo tanak, često se čak i ne može otkriti, ali S-sloj je slab i lomljiv.

U slučaju nitriranja na temperaturi iznad eutektoida, na primjer 650 °C, sloj na ovoj temperaturi sastoji se od sljedećih faza: e + y" + y + OS . Polaganim hlađenjem dušični y-austenit se raspada u eutektoid:

Y -> oh. + y", a pri brzom hlađenju prolazi kroz martenzitnu transformaciju. U tom slučaju martenzitni podsloj odgovara maksimalnoj tvrdoći.

Kod nitriranja legiranih čelika nastaju legirane e- i y-faze. Legirni elementi W, Mo, Cr, Ti, V, otopljeni u feritu, povećavaju topljivost dušika u a-fazi i tvore posebne nitride MN, M 2 N (VN, TiN, Cr 2 N itd.). Istaloženi u fino raspršenom stanju, ovi nitridi pomažu u povećanju tvrdoće nitriranog sloja.

Posljednjih godina koristi se nitriranje s dodatkom plinova koji sadrže ugljik, koje se provodi na 570 ° C tijekom 1,5-3,0 sata u atmosferi koja sadrži 50% (vol.) Endogana i 50% (vol.) Amonijaka. Kao rezultat ove obrade formira se zona karbonitrida (Fe,M) 2 _ 3 (N,C) debljine 7-25 mikrona, koja ima manju krtost i veću otpornost na trošenje od čisto dušične e-faze ( Fe,M) 2 _ 3 N. Tvrdoća karbonitridnog sloja na legiranim čelicima HV 600-1100. Ukupna debljina sloja je 0,15-0,5 mm.

Ionsko nitriranje i karburizacija. Za aktiviranje procesa u plinovitom okruženju i na zasićenoj površini koristi se ionsko nitriranje. Time se postiže značajno smanjenje ukupnog vremena procesa (2-3 puta) i povećanje kvalitete nitriranog sloja. Ionsko nitriranje se provodi u čeličnom spremniku koji služi kao anoda. Katoda su nitrirani dijelovi. Plinoviti medij koji sadrži dušik prolazi kroz spremnik pod niskim tlakom. Najprije se površina koja se nitrira čisti katodnim raspršivanjem u razrijeđenom plinu koji sadrži dušik ili vodiku. Pri naponu od oko 1000 V i tlaku od 13,33-26,33 Pa ioni plina bombardiraju i čiste površinu katode (dijelova). Površina se zagrijava na temperaturu ne višu od 200 °C. Zatim se postavlja način rada: napon 300-800 V, tlak 133,3-1333 Pa, specifična snaga 0,7-1 W/cm 2. Površina dijela se zagrijava na potrebnu temperaturu (450-500 °C) kao rezultat bombardiranja pozitivnim ionima plina. Ione dušika apsorbira površina katode (dijela), a zatim difundiraju dublje. Paralelno s tim odvija se proces katodnog raspršivanja površine, što omogućuje nitriranje teško nitrirajućih legura, koje se spontano prekrivaju zaštitnim oksidnim filmom, koji sprječava prodor dušika tijekom konvencionalnog nitriranja.

Uz ionsko nitriranje koristi se i ionsko cementiranje. Ionsko pougljičenje zahtijeva visoku temperaturu površinskog zagrijavanja (900-1050 °C), što se postiže povećanjem specifične snage ili korištenjem dodatnog vanjskog zagrijavanja pougljičenih dijelova.

Tijekom ionske cementacije i ionskog nitriranja uočava se ubrzanje procesa difuzije, osobito u početnoj fazi, te se smanjuje volumen.

kratko trajanje zasićenja u usporedbi s tradicionalnim metodama karburizacije i nitriranja.

Istodobno zasićenje čelične površine dušikom i ugljikom. Brojna su istraživanja pokazala da u nekim slučajevima zajedničko difuzijsko zasićenje čelika dušikom i ugljikom ima određene prednosti. Dakle, dušik pospješuje difuziju ugljika, pa se temperatura zasićenja difuzijom može smanjiti na 850 °C. Ovaj proces se naziva nitrokarburizacija, budući da je početni medij smjesa plina za cementiranje i amonijaka. Trajanje procesa je 4-10 sati.Osnovna svrha nitrokarburizacije je povećanje tvrdoće i otpornosti na habanje proizvoda od čelika.

U usporedbi s karburizacijom, nitrokarburizacija ima niz značajnih prednosti. Kada se austenit legira s dušikom, temperatura α5=^y-transformacije se smanjuje, što omogućuje provođenje procesa zasićenja na nižim temperaturama. Istodobno, u prisutnosti dušika, difuzijska pokretljivost ugljika u austenitu naglo se povećava. Brzina rasta nitrokarburiziranih i cementiranih slojeva gotovo je ista, iako je temperatura nitrokarburizacije gotovo 100 °C niža. Smanjenje temperature zasićenja bez povećanja trajanja procesa omogućuje smanjenje deformacije obrađenih dijelova i smanjenje zagrijavanja opreme peći. Gotovo ista oprema se koristi za plinsko karburiziranje i nitrokarburiziranje.

Za nitrokarburizaciju legiranih čelika koristi se kontrolirana endotermna atmosfera u koju se dodaje 1,5-5,5% (vol.) prirodnog plina i 1,0-3,5% (vol.) amonijaka. Nakon nitrokarburizacije slijedi kaljenje izravno iz peći, rjeđe nakon ponovnog zagrijavanja. Nakon stvrdnjavanja provodi se kaljenje na 160-180 °C.

Pod optimalnim uvjetima zasićenja, struktura nitrokarburiziranog sloja sastoji se od fino igličastog martenzita, male količine finih, ravnomjerno raspoređenih karbonitrida i 25-30% zadržanog austenita.

Tvrdoća sloja nakon kaljenja i niskog kaljenja je HRC ~ 58-60, HV -570-690. Debljina nitrokarburiziranog sloja je 0,2-0,8 mm. Nitrokarburizacija se obično primjenjuje na dijelove složenih oblika, kao što su zupčanici.

Istodobno zasićenje čelika ugljikom i dušikom također se događa tijekom cijanizacije u rastaljenim solima koje sadrže natrijev cijanid na 820-860 °C. Međutim, toksičnost rastaljenih soli je ozbiljan nedostatak koji sprječava provedbu ovog procesa.

Rješenje problema može se smatrati razvijenim na Moskovskoj višoj tehničkoj školi nazvanoj. N. E. Bauman proces karbonitracije (autori D. A. Prokoškin, A. V. Supov i dr.). Za dobivanje aktivne taline koristi se kalijev cijanat. Na temperaturi zagrijavanja i taljenja u atmosferskim uvjetima dolazi do oksidacije.

redukcija kalijevog cijanata prema reakciji 2KNCO + 0 2 = K 2 CO e + CO + H 2. Na temperaturama nižim od 600 °C ugljikov monoksid se raspada prema reakciji 2CO = C0 2 + C at. Za intenziviranje procesa karbonitracije koristi se propuhivanje zraka. Trajanje izlaganja na temperaturi zagrijavanja u talini kreće se od nekoliko minuta do nekoliko sati. Kao rezultat karbonitacije (temperatura taline 530-570 °C, vrijeme držanja 5-30 minuta), trajnost alata od brzoreznog čelika povećava se 1,5-4 puta.

Kao što slijedi iz razmatranja eksperimentalnih podataka (slika 3) i jednadžbe (I, 1), pri niskim koncentracijama difuzijskog elementa, D ima gotovo konstantnu vrijednost jednaku vrijednosti D do o (pri koncentraciji "nulta") . Dakle, promjena koncentracije ugljika od 0 do 3% (atomski) dovodi do povećanja D od 12-10 -7 do 14,3-10 -7 cm 2 /sek, što je unutar točnosti eksperimenta.

Ovisnost koeficijenta difuzije o temperaturi izražena je jednadžbom

gdje je I apsolutna temperatura, a R plinska konstanta.

Očito je da je vrijednost D pri određenoj temperaturi određena dvjema konstantama: D 0 i Q, te će se ovim veličinama posvetiti posebna pozornost. Veličinu Q nazivamo toplinom ili aktivacijskom energijom difuzije. Toplina difuzije izravno je povezana s energijom kristalne rešetke: njezina će vrijednost biti veća što je veća energija vezanja atoma koji difuzira s kristalnom rešetkom medija. Prema teorijskim i eksperimentalnim istraživanjima, za slučaj samodifuzije čistih metala, aktivacijska energija iznosi oko 0,7 (za lice u središtu) i 0,9 (za tijelo u središtu) energije vezanja kristalne rešetke.

Konstanta jednadžbe D0 (tzv. predeksponencijalni faktor) nema tako očito fizičko značenje i varira u vrlo širokom rasponu. Prema nekim podacima, ona je u određenoj ovisnosti o toplini difuzije. Međutim, na primjer, u slučaju različitih modifikacija željeza, s gotovo identičnim vrijednostima energije samodifuzije, vrijednost D 0 za Fe a je 2,3 10 3, za Fe y -5,8 cm 2 /sec,

povećan sadržaj točkastih i drugih nesavršenosti u kristalnoj strukturi u graničnim slojevima, što bi trebalo dovesti do lakših difuzijskih kretanja.

Difuzija legirajućih elemenata

Procesi faznih transformacija povezani su s kretanjem legirajućih elemenata u feritu i austenitu. Stoga, da bismo razumjeli razloge utjecaja legirajućih elemenata, potrebno je proučiti kvantitativne karakteristike procesa difuzije. Trenutno postoji malo podataka u ovom području, ako izuzmemo vrijednosti dobivene u nestriktnim uvjetima tijekom difuzijske zasićenosti (kemijsko-termalna obrada). Netočnost studije u ovom slučaju određena je uvođenjem varijable koja nije uzeta u obzir u izračunu: promjene u koncentraciji difuzijskog elementa u površinskom sloju tijekom procesa difuzije. Dolje prikazani podaci dobiveni su u uvjetima potpune usklađenosti eksperimentalnih uvjeta s uvjetima za izvođenje projektnih jednadžbi.

Detaljno je proučavana difuzija molibdena u feritu i austenitu. Označimo koeficijent difuzije u feritu D f i u austenitu D A .

Kao i u slučaju samodifuzije željeza, koeficijent difuzije u feritu premašuje koeficijent difuzije za austenit uglavnom zbog predeksponencijalnog faktora D 0. Tako je na 1260° D f 80 puta veći od D A, a na 925° 90 puta.Uvođenje ugljika u austenit u količini od 0,4% ne mijenja toplinu difuzije Q (59 000 cal/g- atom), ali povećava vrijednost D 0 s 0,068 na 0,091, ubrzavajući difuziju molibdena u austenitu.

Proučavana je difuzija kroma.

Kao i u slučaju molibdena, koeficijent difuzije kroma u feritu premašuje koeficijent difuzije u austenitu. Ovisnost difuzije kobalta i volframa o temperaturi.

Temperaturna ovisnost koeficijenata difuzije ovih elemenata prikazana je na sl. jedanaest.

Uvođenje 0,8% C u austenit dovodi do smanjenja topline difuzije za krom sa 97 000 na 75 000 cal/g-atom; za kobalt od 104.000 do 80.000 cal/g-atom: za volfram od 90.000 do 75.000 cal/g-atom. Ovi podaci mogu ukazivati ​​na slabljenje veznih sila u austenitu nakon uvođenja ugljika.

Uz značajnu razliku u vrijednostima D 0 i Q, apsolutne vrijednosti konstanti difuzije u austenitu za krom, kobalt i volfram ispadaju vrlo bliske. S difuzijom u feritu u području od 700-800 °, opaža se značajna razlika: D za kobalt je 10-20 puta veći od koeficijenta difuzije kroma. Volfram zauzima srednji položaj.

Proučavana je difuzija nikla i mangana u austenitu

Uvođenje 0,6% C smanjuje toplinu difuzije nikla u austenitu na 65 500 cal/g-atom, a dodavanje 0,35% C smanjuje

2 M. E. Blanter

toplina difuzije mangana do 61 000 cal/g-atom. U tom se slučaju D0 povećava, a koeficijent difuzije nikla i mangana u austenitu pod utjecajem ugljika povećava se nekoliko puta.

Proučavana je temperaturna ovisnost koeficijenta difuzije silicija u Fe a.

Uvođenjem trećih elemenata mijenja se vrijednost difuzijskih konstanti. Gore je pokazano da se uvođenjem ugljika značajno smanjuju topline samodifuzije Fe i difuzije kroma, kobalta i volframa u austenitu. Uvođenje ugljika također povećava vrijednost koeficijenta difuzije molibdena, nikla i mangana. Kao što je pokazano u istraživanju difuzije kroma u željezu, uvođenje treće komponente u količini od 1% (atomske) značajno mijenja vrijednost topline difuzije.

Takav učinak uvođenja trećih elemenata može biti povezan sa slabljenjem međuatomskih veznih sila, što može dovesti do smanjenja topline aktivacije procesa difuzije i stvaranja dodatnih točkastih nesavršenosti (vidi dolje), što dovodi do osim toga, do povećanja vrijednosti predeksponencijalnog faktora.

Difuzija ugljika

Ovaj proces ima glavnu ulogu u pougljičavanju i većini transformacija čelika. Stoga je proces difuzije ugljika proučavan u mnogim studijama. Temeljni nedostatak većine dosad provedenih istraživanja, posebice zasićenja površine ugljikom, je neslaganje između uvjeta za integraciju izračunatih jednadžbi i stvarnih uvjeta za odvijanje procesa difuzije. U tim se slučajevima možda samo toplina difuzije Q pokazuje bliskom stvarnoj.

§ 8. Kako mjeriti brzinu difuzije atoma kada oni ne difundiraju?

Problem difuzije jedan je od ključnih problema u fizici čvrstog stanja. Pokretačka sila za difuziju obično je razlika u koncentracijama otopljenih tvari u različitim volumenima tijela. Na primjer, ako je ugljik otopljen u željezu iu nekim je područjima koncentracija njegovih atoma veća nego u drugima, tada će se atomi ugljika kretati u smjeru gdje ih je manje. Kristalna rešetka većine metala odgovara jednom od tri tipa prikazana na sl. 26 pakiranja iona (kuglica): kubična s centrom na plohi (Sl. 26, a), heksagonalna tijesno pakirana (Sl. 26, b) i kubična s centrom na tijelu (Sl. 26, c).

Na sobnoj temperaturi, željezo postoji u svojoj α modifikaciji i ima treću vrstu rešetke. Atomi ugljika nalaze se u međuprostorima rešetke glavne komponente i ugrađeni su u prostore između njezinih atoma. To, usput, nije tako lako, budući da atomi metala čvrsto pristaju jedan uz drugi. Na primjer, kugla polumjera 0,02 nm može se upisati u poru koja odgovara položaju u središtu ruba kocke, tako da čak ni mali atom ugljika ne stane u nju. Teško ga je "ugurati" na mjesto i uzrokuje izobličenja u rešetki, gurajući susjedne atome željeza.

Tijekom procesa difuzije, atom ugljika čini “skok” sa intersticijalnog mjesta željezne rešetke koje zauzima na susjedno, identično intersticijsko mjesto, zatim na sljedeće, itd. Svaki put ima poteškoća da se “progura” između atomi otapala tijesno jedan uz drugi, prije nego što se nađe u susjednom položaju umetanja, gdje mu je također skučeno, ali još uvijek „podnošljivo“. Da bi atom koji difuzira napravio skok, mora imati višak energije (postoji, takoreći, neka energetska barijera koju treba savladati). Visina te barijere je takozvana energija aktivacije difuzije Q. Što je temperatura viša, to su toplinske vibracije atoma intenzivnije i barijeru je lakše savladati.

Najvažniji pokazatelj difuzijske pokretljivosti atoma je koeficijent difuzije D. Prema teoriji difuzije, udaljenost za koju se atom u prosjeku pomakne tijekom difuzijskih šetnji tijekom vremena t proporcionalna je vrijednosti √Dt. Koeficijent difuzije ima dimenziju cm 2 /s, pa je to dimenzija duljine. Jasno je da koeficijent difuzije naglo raste s porastom temperature. Ovu ovisnost prvi je utvrdio švedski znanstvenik S. Arrhenius 1889. godine:

D = D 0 e -Q/kT .

Ovdje je k Boltzmannova konstanta, a D 0 je koeficijent proporcionalnosti (pre-eksponencijalni faktor) *.

* (U knjizi B. S. Bokshteina “Atomi lutaju kroz kristal” (M.: Nauka, 1983. Biblioteka “Kvant”, br. 28) detaljno se razmatra problem difuzije u čvrstim tijelima i uvjerljivo se ukazuje na potrebu određivanja parametara difuzije.)

Za mjerenje koeficijenta difuzije tvari u određenom metalu, ona (ili njezin radioaktivni izotop) se nanosi na površinu metala, zatim se zagrijava i uzorak se drži na visokoj temperaturi dugo vremena kako bi se dobila dovoljna količina debeli sloj metala s relativno visokom koncentracijom difuzne tvari (najmanje oko 100 mikrona - tako da se taj sloj jasno vidi pod mikroskopom i točno izmjeri).

Zatim, znajući difuzijski put √Dt i vrijeme žarenja, ova metoda može izmjeriti koeficijent D s dovoljnom točnošću. Ali što ako trebate znati koeficijent difuzije na niskim temperaturama, kada su potrebni mjeseci da se dobije takav sloj? Nema tu pretjerivanja. Na primjer, koeficijent difuzije ugljika u željezu na sobnoj temperaturi je oko 10 -17 cm 2 /s, a pomicanje ugljikovog atoma za samo jednu međuatomsku udaljenost zahtijeva nekoliko sekundi. A na temperaturi od 900 - 950°C dolazi do zasićenja površine željeza ugljikom do dubine od 1 mm (to je vrlo čest proces u tehnologiji - cementacija) za nekoliko sati. Jasno je da je cijela poanta u vrijednosti koeficijenta difuzije, koji na 900 °C iznosi približno 10 -7 cm 2 /s, tj. 10 redova veličine više nego na sobnoj temperaturi (eksponencijalno!). U tom slučaju, brzina difuzije se povećava, u skladu s tim, za 5 redova veličine.

U međuvremenu, vrlo je potrebno poznavati parametre difuzije na niskim temperaturama. Konkretno, u željezu i čeliku već na sobnoj temperaturi dolazi do važnih strukturnih promjena povezanih s kretanjem ugljikovih atoma na kratkim udaljenostima. Dakle, što da radimo? Arrheniusova jednadžba dolazi u pomoć. Budući da su D0 i Q neovisni o temperaturi, dovoljno je izmjeriti D na dvije različite temperature (ali obje moraju biti visoke, jer je potreban prilično debeo sloj). Tada je D 1 = D 0 e -Q/kT 1 i D 2 = D 0 e -Q/kT 2 , te u tom sustavu dviju jednadžbi ostaju dvije nepoznanice. Nakon što smo pronašli D 0 i Q, možemo ekstrapolirati kako bismo izračunali koeficijent difuzije na bilo kojoj temperaturi.

Valjanost Arrheniusove jednadžbe eksperimentalno je testirana mnogo puta, ali svi su ti eksperimenti izvedeni u području prilično visokih temperatura. Hoće li raditi i na niskim temperaturama, je li ekstrapolacija legalna? Postoje razlozi za sumnju u to, barem u nekim slučajevima. Na primjer, u jako deformiranom metalu na niskim temperaturama postoje mnogi defekti u kristalnoj rešetki (o kojima se govori u sljedećem poglavlju), što može uvelike utjecati na difuzijsku pokretljivost atoma. A na visokim temperaturama potrebnim za difuzijsko žarenje, njihov se broj smanjuje tisućama puta, a mi neizbježno dobivamo iskrivljenu predodžbu o njihovoj ulozi u difuzijskim procesima.

Pa je li moguće direktno odrediti koeficijent difuzije na niskim temperaturama, kada same difuzije praktički nema (točnije, kada je izrazito spora)? Tu će svoju riječ reći metoda mjerenja unutarnjeg trenja.

Kao što smo već ustanovili, kada je α-željezo otopljeno u rešetki, ugljikovim atomima je teško stati između atoma željeza i prisiljeni su ih razdvojiti. Dva najbliža atoma željeza, smještena na rubovima ruba čije je središte zauzeto atomom ugljika, posebno su snažno pomaknuta iz svojih normalnih položaja. Prikažimo jediničnu ćeliju α-željeza na pretjeran način (slika 28, a), povećavajući udaljenosti između atoma. Ako se u ovoj ćeliji nalazi atom ugljika, onda je on iskrivljen kao što je (također preuveličano) prikazano na poziciji “c” - umjesto kocke dobivamo prizmu čije su dimenzije po Z osi veće, a po druge dvije osi - manji od originalne Kube.

Budući da atomi ugljika uzrokuju snažna izobličenja u rešetki α-željeza, zbog Le Chatelierovog principa, nama već poznatog, ono ne voli otapati ugljik. Na sobnoj temperaturi granična topljivost ugljika u α-željezu mjeri se u tisućinkama postotka, tako da jedan atom dolazi na nekoliko tisuća stanica. Izobličenja se brzo smanjuju s udaljenošću od ćelije koju zauzima ugljikov atom, tako da rešetka kao cjelina ostaje kubična. Osim toga, nema razloga da ugljikovi atomi daju prednost osi Z u odnosu na druge osi, tako da su u prosjeku ravnomjerno raspoređeni na sva tri neparalelna ruba kocke. Konvencionalno, ova situacija je prikazana u poziciji "b". Konvencija je da će tri atoma ugljika biti previše zbijena u jednoj ćeliji. Ako se u jednoj od njih atom ugljika nalazi na rubu paralelnom s osi Z, onda će u drugoj, udaljenoj tisućama međuatomskih udaljenosti, najvjerojatnije završiti na rubu paralelnom s osi X ili Y itd.

Međutim, situacija se dramatično mijenja ako primijenimo vlačnu silu, na primjer, duž osi Z. To samo po sebi uzrokuje izobličenja rešetke iste vrste kao na poziciji "c". Vertikalna rebra su rastegnuta, ostala su komprimirana (naravno, mijenjaju se i vanjske dimenzije samog rastegnutog uzorka). Sada položaji umetanja koji su najprikladniji za ugljikove atome više nisu jednaki. Pogodnije je da se nalaze u okomitim rebrima, već rastegnutim vanjskim stresom, nego u horizontalnim - stisnutim. To će uzrokovati skok atoma s položaja u osi X i Y na okomite rubove i uzrokovati njihovo daljnje istezanje. Na sl. 28, d pokazuje čemu to vodi. Ovdje ista konvencija kao u položaju "b" - svaki atom čini ovaj skok, naravno, unutar "svoje" jedinične ćelije, ali u svim ćelijama koje zauzimaju ugljikovi atomi, oni će težiti skoku do okomitog ruba. Atom ugljika traži mjesto gdje je veličina pora veća.

Ali iste skokove s jednog ruba na drugi čine atomi ugljika tijekom svog difuzijskog kretanja u rešetki. Brzina skoka određena je difuzijskom pokretljivošću atoma pri određenoj temperaturi. Postoji jednostavna veza između koeficijenta difuzije i vremena skoka τ u rešetki s duljinom ruba a, koju je utvrdio A. Einstein: D = a 2 /τ; ovaj odnos je ispravan do koeficijenta koji ovisi o geometriji rešetke i blizu je jedinici (prepisano kao a = √Dτ, podsjetit će vas na već poznati izraz - jednu od osnovnih jednadžbi difuzije).

Dakle, imamo tipičan proces opuštanja koji uzrokuje unutarnje trenje. Ciklički ćemo mijenjati opterećenje primijenjeno duž Z osi (napetost - sabijanje). Ako je frekvencija osciliranja vrlo visoka, a vrijeme ciklusa kratko u usporedbi s τ, atomi neće imati vremena napraviti skok prije nego što napon promijeni predznak i rubovi Z počnu sabijati, postajući umjesto pogodniji, naprotiv, nezgodniji položaji umetanja. Atom ugljika ima vremena samo "poželjeti" skočiti, kada se situacija dramatično promijeni.

Ako su frekvencije preniske, svi skokovi će imati vremena pratiti promjenu napona. Tijekom opterećenja atomi uspijevaju zauzeti okomite rubove, a tijekom pražnjenja skaču unatrag i stvaraju početnu slučajnu raspodjelu duž tri osi. Kada vanjsko naprezanje počne komprimirati kristal duž osi Z, atomi će se pomaknuti s okomitih osi na vodoravne, itd., a budući da je vrijeme ciklusa dugo u usporedbi s τ, u svakom danom trenutku točno će se raspodjela atoma duž tri osi. osi će imati vremena da se uspostave.koji najbolje odgovara veličini i predznaku napona.

Kao što već znamo, u ova dva ekstremna slučaja nema unutarnjeg trenja. Doći će do maksimuma pri frekvenciji osciliranja koja zadovoljava uvjet ωτ r = 1, a τ r je ovdje po vrijednosti blizu τ - vremenu difuzijskog skoka. Uostalom, nije toliko važno što je točno pokretačka sila iza skokova - razlika u koncentraciji ugljikovih atoma na različitim mjestima, kao kod obične difuzije, ili povremeno promjenjiv vanjski napon, kao u našem primjeru.

Sada, mjerenjem frekvencije ω, na kojoj unutarnje trenje doseže svoj maksimum, i perioda rešetke a, lako možemo odrediti koeficijent D.

Zanimljivo je da se maksimalno unutarnje trenje uzrokovano razmatranim procesom na sobnoj temperaturi detektira na frekvenciji od oko 1 Hz, što je vrlo zgodno za mjerenja. Ali općenito, možemo promijeniti i frekvenciju osciliranja i temperaturu uzorka prema vlastitom nahođenju. To omogućuje pronalaženje energije aktivacije procesa difuzije koji nas zanima. Na primjer, pri temperaturi T 1, prema Arrheniusovoj jednadžbi, koeficijent difuzije je jednak D 1, a vrijeme skoka (prema Einsteinovoj formuli) je τ 1. Ako pri ovoj temperaturi glatko mijenjamo frekvenciju osciliranja ω, tada će unutarnje trenje doseći maksimum pri ω 1 = 1/τ 1. Na temperaturi T 2 maksimum će se pojaviti na drugoj frekvenciji ω 2, jer je koeficijent difuzije na ovoj temperaturi jednak D 2, a vrijeme skoka je τ 2. Tako opet dobivamo dvije Arrheniusove jednadžbe s dvije nepoznanice D 0 i Q. Ostalo je stvar tehnologije.

Tako smo završili možda najdosadniji dio knjige. Od sada se nadamo da će stvari postati zabavnije. U Bilježnicama je zapisano: “Ne možete ni zamisliti koliko mogu biti dosadan i dosadan.” Ako se čitatelj nasmiješi ovoj Ilfovljevoj šali, onda si autori mogu čestitati. Ako kaže: "To je to", onda bi trebali suosjećati sami sa sobom.

Razmatraju se jedinični parametri kvalitete javne vodoopskrbe, definirana metodologija za njihov proračun i prikazani su koraci za izračun kompleksnog indeksa kvalitete vodoopskrbnog sustava.

Ključne riječi: voda, jedinični parametri kakvoće, cjeloviti pokazatelj kakvoće, metoda proračuna.

Belov Dmitry Borisovich, kandidat tehničkih znanosti, docent, imsbelov@,mail. ru, Rusija, Tula, Tulsko državno sveučilište,

Masenkov Evgeny Vyacheslavovich, postdiplomac, masenkov-evgeny@yandex. ru, Rusija, Tula, Tulsko državno sveučilište

UDC669.017.3; 669.017.3:620.18

UTJECAJ UVJETA HLAĐENJA NA RAZINU ZAOSTALIH NAPONA I REDISTRIBUCIJU UGLJIKA U AUSTENITU I MARTENSITU TIJEKOM KALJENJA SREDNJEUGLJIČNOG ČELIKA

JESTI. Grinberg, A.A. Alekseev, E.Yu. Novikova, A.A. Yarovitskaya, A.F. Galkin

Proučavan je utjecaj brzine hlađenja tijekom kaljenja na razinu martenzitnih zaostalih naprezanja nakon kaljenja čelika 40H, 40H13 i 40N14. Pokazalo se da čimbenici koji povećavaju mogući put difuzije ugljika dovode do stvaranja heterogenije distribucije ugljika nakon gašenja. Pretežni doprinos redistribuciji ugljika tijekom kaljenja hlađenja daje njegova segregacija na defektima u kristalnoj rešetki austenita u temperaturnom području koje prethodi martenzitnoj transformaciji.

Ključne riječi: martenzitna transformacija, brzina hlađenja, zaostala naprezanja, redistribucija ugljika, difuzijski put, razgradnja martenzita.

U prehlađenom austenitu, tijekom perioda hlađenja do točke Mn, dolazi do preraspodjele ugljika u austenitnoj rešetki s njegovom adsorpcijom na defektima u kristalnoj strukturi. S obzirom na veliku pokretljivost ugljika u austenitu u području T3 - Mn, gdje je T3 temperatura zagrijavanja čelika za kaljenje, može se pretpostaviti da bi takva preraspodjela trebala dovesti do zamjetne promjene u početnoj raspodjeli ugljika.

S druge strane, u martenzitu nastalom u ugljičnim čelicima također se zamjetno razvijaju procesi redistribucije ugljika. Rezultat ovih procesa ovisi o mogućoj duljini

difuzijski put ugljikovih atoma. Štoviše, u ugljičnim i legiranim čelicima s udjelom ugljika manjim od 0,6%, zbog činjenice da je Mn točka na relativno visokim temperaturama, procesi razgradnje martenzita mogu se značajno razviti već tijekom hlađenja u martenzitnom području.

Svrha ovog rada bila je proučiti utjecaj brzine hlađenja tijekom kaljenja na razinu zaostalih naprezanja, kao i procijeniti ulogu i relativnu veličinu doprinosa preraspodjele ugljika u prehlađenom austenitu iu svježe formiranom martenzitu u promjena svojstava i kinetike naknadne razgradnje martenzita kod srednje ugljičnih čelika.

Predmet istraživanja bili su čelici srednjeg ugljika 40H, 40H13 i 40N14, čiji je kemijski sastav prikazan u tablici. 1.

stol 1

Kemijski sastav čelika

Vrsta čelika Sadržaj elemenata, % (tež.)

C Cr Co Mo 81 MP N1 Si 8 R

40H 0,44 0,92 - - 0,30 0,71 0,30 0,30 0,035 0,035

40H13 0,40 13,0 - - 0,8 0,8 0,60 0,30 0,025 0,030

40N14 0,36 0,07 0,02 0,01 0,30 0,47 14,47 0,06 0,001 0,013

Brzina hlađenja tijekom kaljenja varirala je pomoću dva različita medija za gašenje: 10% vodene otopine NaCl (u daljnjem tekstu sol) i mineralnog ulja (u daljnjem tekstu ulje) ili njihove kombinacije. Način zagrijavanja za kaljenje odabran je na temelju dobivanja jednolike raspodjele ugljika u austenitu. Temperatura zagrijavanja za kaljenje bila je: za čelik 40H - 860 °S, 40H13 - 1050 °S, 40N14 - 830 °S. Trajanje izotermne izloženosti na temperaturi zagrijavanja za otvrdnjavanje je 20 minuta.

Metalografska analiza uzoraka obavljena je na optičkom mikroskopu "Obveger.B1sh" pri povećanju od 500 puta. Mjerenja makrotvrdoće provedena su uređajem TK-2. Aritmetička sredina iz serije od 5 paralelnih mjerenja uzeta je kao procjena IAS-a. Mikrotvrdoća je mjerena na uređaju PMT-3 pri opterećenju od 1 N na nejetkanim rezovima. Za uklanjanje stvrdnutog površinskog sloja korišteno je trostruko poliranje s međunagrizanjem. Kao rezultat mjerenja uzet je prosjek od 50 mjerenja.

Razina zaostalih makronaprezanja određena je rendgenskom strukturnom metodom na difraktometru DRON-2 pomoću kobaltnog Ka zračenja. Makronaprezanja određena su pomakom X-zraka

Skyline 211 na uglu DESH. Difrakcijski uzorci snimljeni su postupnim skeniranjem (korak 0,1°), obradom pomoću aplikativnog programa za 1VMRS “Analiza profila rendgenske linije metodom momenata”.

Uzimajući u obzir metodološke značajke pokusa (uklanjanje dekarboniziranog pripovršinskog sloja, mjerenja makrotvrdoće, priprema uzoraka za mjerenje), prva mjerenja mikrotvrdoće obavljena su 1,5-2 sata nakon završetka odgovarajuće toplinske obrade.

Mediji za kaljenje korišteni u studiji daju brzine hlađenja koje premašuju kritične brzine kaljenja za čelike koji se proučavaju. Rezultati mikrostrukturne analize i mjerenja makrotvrdoće potvrđuju da je glavna strukturna komponenta u očvrslim uzorcima svih ispitivanih čelika martenzit.

Na sl. Slika 1, a prikazuje rezultate mjerenja razine zaostalih makronaprezanja (o), a slika 1, b prikazuje mikrotvrdoću (HH) uzoraka ispitivanih čelika nakon kaljenja u različitim okruženjima. Smanjenje brzine hlađenja tijekom kaljenja u ulju (u usporedbi s kaljenjem u soli) povećava vremensko razdoblje postojanja prehlađenog austenita i trajanje samokaljenja svježe formiranog martenzita. To pomaže povećati potpunost redistribucije ugljika, kako u prehlađenom austenitu tako iu rezultirajućem martenzitu, što dovodi do značajnog smanjenja razine zaostalih naprezanja i mikrotvrdoće za sve proučavane čelike.

■ Gašenje u soli

■ Stvrdnjavanje uljem

■ Stvrdnjavanje otopine

Kaljenje u ulju

Riža. 1. Razina zaostalih makronaprezanja (a) i mikrotvrdoće (b) kaljenih čelika

Prisutnost visokog sadržaja kroma, koji smanjuje difuzijsku pokretljivost ugljika, u čeliku 40H13 određuje minimalni (za proučavane čelike) stupanj redistribucije ugljika (unatoč

znatno viša temperatura zagrijavanja za kaljenje). Kao rezultat toga, za čelik 40H13 bilježi se maksimalna razina zaostalih naprezanja tijekom otvrdnjavanja u oba okruženja i minimalna razlika u veličini zaostalih naprezanja Do = oc - ohm, povezana sa smanjenjem brzine.

kaljenje hlađenje.

Za čelik 40N14 s visokim udjelom nikla, koji povećava difuzijsku pokretljivost ugljika, opaža se upravo suprotna slika. Veličina zaostalih naprezanja u kaljenim uzorcima ovog čelika (os) je minimalna za svaki rashladni medij, a vrijednost Do je maksimalna. Za čelik 40X promatraju se srednje vrijednosti ovih parametara.

Razina zaostalih naprezanja u svježe kaljenim uzorcima srednje ugljičnih čelika određena je i stupnjem prezasićenja krute otopine ugljika u bcc željezu (martenzitu) i jednoličnošću raspodjele ugljika. Dimenzije i oblik uzoraka korištenih za istraživanje omogućuju nam da zanemarimo doprinos toplinskih naprezanja povezanih s neravnomjernim hlađenjem po presjeku uzorka. Posljedično, razlike u razinama zaostalih makronaprezanja, zbog različitih brzina hlađenja tijekom kaljenja, mogu se povezati s različitim stupnjevima preraspodjele ugljika u prehlađenom austenitu (tijekom hlađenja do točke početka martenzitne transformacije) i u rezultirajućem martenzitu. kada se ohladi na sobnu temperaturu i drži na toj temperaturi prije početka mjerenja.

Procjena mogućeg puta difuzije atoma ugljika 1d, provedena korištenjem podataka iz studija o utjecaju Cr i N1 na parametre difuzije ugljika, pokazala je sljedeće. Za čelik 40H13 u austenitu tijekom kaljenja hlađenje od temperature zagrijavanja za kaljenje do točke Mn/dv je 1,5 puta manje nego u čeliku 40H, a 3,5 puta manje nego u čeliku 40N14. Kada se ohladi od točke Mn do sobne temperature (tj. u martenzitu), /d ima približno jednake vrijednosti za čelike 40H i 40N14, koje su dvostruko veće od iste vrijednosti za čelik 40H13. Ovo se dobro slaže s gore prikazanim rezultatima o razini zaostalih naprezanja i mikrotvrdoće.

Dakle, tijekom hlađenja tijekom kontinuiranog kaljenja, unatoč njegovom kratkom trajanju, dolazi do zamjetne preraspodjele ugljika kako u austenitu tako iu svježe formiranom martenzitu. Budući da je ova redistribucija difuzijske prirode, čimbenici koji pridonose povećanju moguće difuzijske staze ugljikovih atoma u y- i a-modifikaciji željeza trebali bi dovesti do povećanja potpunosti ove redistribucije, tj. do povećanja stupnja heterogenosti raspodjele ugljika u kaljenom čeliku.

Dakle, povećanje brzine kaljenja, hlađenje i legiranje elementima koji tvore karbid, pod jednakim uvjetima, pridonose stvaranju ravnomjernije i time manje termodinamički stabilnije raspodjele ugljika u martenzitu.

Kako bismo odgovorili na pitanje koliki je udio doprinosa ukupnoj redistribuciji ugljika tijekom hlađenja kaljenjem u austenitnom i martenzitnom području, upotrijebili smo kaljenje uzoraka čelika 40X u dva okruženja. Gašenje je provedeno kroz ulje u soli i kroz sol u ulju. Promjenom slijeda medija za gašenje dobivena je razlika u brzinama prolaska odgovarajućih temperaturnih intervala tijekom hlađenja. Kao kontrolni načini provedeno je kontinuirano kaljenje u ulju i soli.

Kada se koristi kaljenje u dvije okoline, izbor vremena zadržavanja u prvoj okolini u skladu sa svrhom pokusa treba osigurati postizanje temperature Mn, nakon čega se uzorak što je brže moguće prenosi u drugu rashladnu okolinu. U tom smislu, preliminarna procjena trajanja držanja potrebnog za postizanje temperature Mn provedena je za svaki od medija za kaljenje pomoću nekoliko proračunskih modela. Vrijeme hlađenja uzoraka od 860 °C do Mn točke prema francuskoj formuli bilo je 5,7 s za ulje, 1,7 s za sol. Izračuni napravljeni pomoću podataka prikazanih u radovima dali su 4,1 s za ulje, 0,8 s za sol.

Uzimajući u obzir razliku u rezultatima proračuna, visoke brzine hlađenja i, posljedično, uzak raspon variranja vremena zadržavanja u prvom mediju za kaljenje, prisutnost uzorka u zraku tijekom njegovog prijenosa iz jednog medija za kaljenje u drugi i druge čimbenike , odlučeno je primijeniti sljedeću eksperimentalnu shemu (slika 2).

1 h ^h. 1 h 1 N X | 4 X / N. / | x X 1 1 h ^ ^^ ■ 4 h - s()lʺ 1 sLtslo\ 1 h ^H. > h x h 4, v. h h

1 h 6 soli 2 s. ulje % p ^ 7 c1>l £ 3 c. malo ^ 3 ulja VI, 2 hol pCg s. sol ¡.ges^k^b s. sol

8 1 ^ X sol + IX ulje

sl.2. Shema pokusa kaljenja u dvije okoline

Provedeni su načini hlađenja u kojima se prijelaz s prvog rashladnog medija na drugi odvijao na temperaturama: iznad točke Mn (načini 4 i 5 na slici 2); blizu točke Mn (modovi 3 i 6); ispod točke Mn (modovi 2 i 7). Osim toga, kao što je gore navedeno, za usporedbu je korišteno kontinuirano gašenje u ulju (način 1) i u soli (način 8).

Rezultati mjerenja makrotvrdoće nakon toplinske obrade prema navedenim režimima prikazani su u tablici. 2.

tablica 2

Rezultati mjerenja tvrdoće kaljenog čelika 40X

HRC mod HRC mod

Kao što je navedeno u radovima, razlika u vrijednostima makrotvrdoće tijekom otvrdnjavanja u različitim okruženjima ne dopušta nam da dođemo do nedvosmislenih zaključaka. Za razliku od makrotvrdoće, promjene mikrotvrdoće pod istim uvjetima pokazuju značajnije razlike ovisno o korištenim načinima hlađenja (slika 3).

12345678 Način hlađenja

sl.3. Utjecaj načina hlađenja tijekom kaljenja na mikrotvrdoću čelika 40X

Kao što se i očekivalo, kontinuirano kaljenje u ulju (način 1) osigurava maksimalno trajanje boravka uzoraka u oba temperaturna raspona od interesa ("T3 - Mn" i "Mn - 20

°C"), što osigurava najveću cjelovitost preraspodjele ugljika i, kao posljedicu, minimalne vrijednosti mikrotvrdoće. Naprotiv, kontinuirano kaljenje u soli (način 8) daje maksimalnu (od korištenih) brzinu prolaska kroz ove temperaturne intervale i, sukladno tome, minimalni stupanj redistribucije ugljika i maksimalnu mikrotvrdoću.

Kod hlađenja prema načinima 2, 3 i 4, u kojima hlađenje u ulju završava blizu točke Mn, a martenzitni interval prolazi znatno većom brzinom, mikrotvrdoća se povećava (u usporedbi s kontinuiranim kaljenjem u ulju), uglavnom zbog smanjenja u cjelovitosti procesa.samokaljenje svježe nastalog martenzita tijekom transformacije (ili tijekom naknadnog držanja na sobnoj temperaturi prije početka mjerenja).

Značajno veće razlike uočavaju se pri korištenju otopine NaCl kao prvog medija za gašenje. Namakanje u soli u trajanju od 1 s (način 5) očito ne osigurava značajno smanjenje temperature otvrdnutog uzorka prije prijenosa u ulje. Kao rezultat toga, ispada da je njegova mikrotvrdoća posredna između kontinuiranog kaljenja u ulju i kaljenja u načinima 2, 3, 4. Povećanje vremena zadržavanja u soli na 2 s (način 6) dovodi do značajnog smanjenja trajanja preraspodjele ugljika u prehlađenom austenitu uz održavanje minimalne brzine prolaska kroz martenzitni interval. To rezultira značajnim povećanjem tvrdoće u usporedbi s uljnim kaljenjem. Namakanje u soli tijekom 3 s (mod 7) očito osigurava hlađenje maksimalnom brzinom kako u području postojanja prehlađenog austenita tako iu dijelu intervala "Mn-20 °C". Kao rezultat toga, vrijednost mikrotvrdoće uzoraka kaljenih u ovom režimu ispada gotovo jednaka kao tijekom kontinuiranog kaljenja u soli.

Dakle, smanjenje brzine hlađenja tijekom kontinuiranog kaljenja pomaže povećati potpunost preraspodjele ugljika i povezano smanjenje mikrotvrdoće, prvenstveno zbog povećanja vremenskog razdoblja postojanja prehlađenog austenita. Pokazalo se da je doprinos ukupnom učinku preraspodjele ugljika u rasponu hlađenja od Mn točke do sobne temperature puno manji.

1. Razlika u razini zaostalih makronaprezanja, zbog različitih brzina hlađenja tijekom otvrdnjavanja srednje ugljičnih čelika, određena je stupnjem preraspodjele ugljika kako u prehlađenom austenitu (tijekom hlađenja do točke početka martenzitne transformacije) i u dobivenom martenzitu kada se ohladi na sobnu temperaturu i drži na toj temperaturi prije početka mjerenja.

2. Stupanj redistribucije ugljika određen je uglavnom trajanjem boravka u temperaturnom području koje prethodi martenzitnoj transformaciji, odnosno u austenitnoj fazi. Pokazalo se da je doprinos procesa redistribucije ugljika u martenzitu znatno manji. Dakle, različito stanje martenzita u kaljenom čeliku, povezano s razlikama u brzinama hlađenja pri kaljenju, nastaje zbog činjenice da stvarna martenzitna transformacija u istom čeliku počinje različitom početnom raspodjelom ugljika u prehlađenom austenitu.

Studija je provedena uz financijsku potporu Ruske zaklade za temeljna istraživanja i uprave Tulske oblasti u okviru znanstvenog projekta br. 15-4803237 “r_center_a.

Bibliografija

1. Smirnov M.A., Schastlivtsev V.M., Zhuravlev L.G. Osnove toplinske obrade čelika. Ekaterinburg: Uralski ogranak Ruske akademije znanosti, 1999. 495 str.

2. Krishtal M.A. Difuzijski procesi u legurama željeza. M.: Nauka, 1963. 278 str.

3. Bokshtein B.S. Difuzija u metalima. M.: Metalurgija, 1978. 248

4. Lyuty V. Medij za gašenje: referentna publikacija, / ur. Maslenkova S.B.; traka od poda Čeljabinsk: Metalurgija, 1990. 192 str.

5. Grinberg E.M., Kondaurova E.Yu. Utjecaj brzine hlađenja tijekom kaljenja na strukturu i fizikalna i mehanička svojstva čelika // Izvestia Tula State University. Ser. Znanost o materijalima. 2000. Vol. 1. str. 156 - 160.

6. Grinberg E.M., Varyuk T.S. Utjecaj brzine hlađenja tijekom kaljenja na strukturu i tvrdoću čelika // Izvestia Državnog sveučilišta u Tuli. Ser. Znanost o materijalima. 2003. Broj 4. 143 - 148 str.

7. Utjecaj brzine hlađenja tijekom kaljenja na razinu zaostalih naprezanja u čelicima / E.M. Greenberg, S.S. Goncharov, E.Yu. Kondaurova, E.S. Zharikova // Vijesti državnog sveučilišta Tula. Ser. Znanost o materijalima. 2006. Broj 6. str. 6 - 16.

8. Utjecaj karbidotvornih i nekarbidotvornih legirajućih elemenata na transformacije metastabilnih struktura tijekom kaljenja srednje ugljičnih čelika / E.M. Greenberg, S.S. Goncharov, E.Yu. Kondaurova, T.A. Rođak // Vijesti državnog sveučilišta Tula. Ser. Znanost o materijalima. 2006. Izdanje. 6. str. 33 - 42.

Grinberg Evgeniy Markusovich, doktor inženjerskih znanosti. znanosti, prof., emgrinhergamail.ru, Rusija, Tula, Tulsko državno sveučilište,

Alekseev Anton Anatolyevich, PhD, ant.suvorovamail.ru, Rusija, Tula, Tulsko državno sveučilište,

Novikova Elena Yurievna, dr. sc. tehn. znanosti, izvanredni profesor, kondaurovae@,mail.ru, Rusija, Tula, Tulsko državno sveučilište,

Yarovitskaya Alina Aleksandrovna, studentica, ladycat95@mail. ru, Rusija, Tula, Tulsko državno sveučilište,

Galkin Andrey Fedorovich, student, anfga [e-mail zaštićen], Rusija, Tula, Tulsko državno sveučilište

UTJECAJ UVJETA HLAĐENJA NA RAZINU ZAOSTALIH NAPONA I PRERASPODJELU UGLJIKA U AUSTENITU I MARTENSITU PRILIKOM KALJENJA SREDNJEUGLJIČNIH ČELIKA

E.M. Grinberg, A.A. Alekseev, E.Y. Novikova, A.A. Yarovitskaya, A.F. Galkin

Proučavan je učinak brzine hlađenja pri kaljenju na razinu zaostalih naprezanja martenzita nakon kaljenja čelika 40H, 40H13 i 40N14. Pokazano je da čimbenici koji pridonose mogućem povećanju difuzijskog puta ugljika, što dovodi do stvaranja više nehomogena raspodjela ugljika nakon stvrdnjavanja. Prevladavajući doprinos redistribuciji ugljika tijekom otvrdnutog hlađenja donosi njegova segregacija na defektima kristalne rešetke u austenitu, koji je prisutan na temperaturama iznad temperature martenzitne transformacije.

Ključne riječi: martenzitna transformacija, brzina hlađenja, zaostala naprezanja, redistribucija ugljika, difuzijski put, razgradnja martenzita.

Grinberg Evgeniy Markusovich, kandidat tehničkih znanosti, docent, emgrin-berg@,mail.ru, Rusija, Tula, Tulsko državno sveučilište,

Alekseev Anton Anatolevich, postdiplomac, [e-mail zaštićen], Rusija, Tula, Tulsko državno sveučilište,

Novikova Elena Yurievna, kandidat tehničkih znanosti, docent, [e-mail zaštićen], Rusija, Tula, Tulsko državno sveučilište,

Yarovitskaya Alina Alexandrovna, studentica, ladycat95@,mail.ru, Rusija, Tula, Tulsko državno sveučilište,

Galkin Andrey Fedorovich, student, anfgalkinamail. ru, Rusija, Tula, Tulsko državno sveučilište

Riža. 9. Tetragonalna kristalna ćelija

Pri visokim stupnjevima prehlađenja raste termodinamička nestabilnost austenita, a brzina difuzije ugljika naglo opada. U tom slučaju dolazi do transformacije austenita bez difuzije: fcc rešetka austenita smicanjem se rekonstruira u bcc rešetku, u kojoj se atomi željeza pomiču na udaljenosti manje od međuatomskih. Sav ugljik prethodno otopljen u austenitnoj rešetki ostaje u feritnoj rešetki unatoč činjenici da ravnotežna koncentracija ugljika u feritu ne prelazi 0,01% na sobnoj temperaturi. Kao rezultat toga nastaje prezasićena čvrsta otopina intersticijalnog ugljika u α-željezu, koja se naziva martenzit. Količina ugljika u martenzitnoj rešetki znatno je veća nego u ravnotežnom stanju, pa je ona jako izobličena i umjesto kubičnog poprima četverokutni oblik. Omjer perioda rešetke martenzita, tj. stupanj tetragonalnosti bitno se razlikuje od jedinice (c/a > 1). Što je više ugljika, to je veći stupanj tetragonalnosti martenzita (slika 9).

Martenzit ima visoku tvrdoću (do 65 HRC). Visoka tvrdoća martenzita posljedica je, prvo, izobličenja kristalne rešetke i odgovarajućih velikih unutarnjih naprezanja određenih otopljenim ugljikom. I, drugo, pojava faznog otvrdnjavanja zbog povećanja volumena tijekom transformacije austenita u martenzit (gustoća pakiranja fcc rešetke je veća od bcc), zbog čega gustoća dislokacija u martenzitu doseže razinu od gustoća dislokacija hladno deformiranog čelika i jednaka je 10 10 –10 12 cm -2.

Brzina stvaranja kristala martenzita je vrlo visoka i doseže 1000 m/s. Tijekom γ→α preraspodjele, atomi željeza se pomiču na uredan način, u strogo određenim kristalografskim smjerovima. Osim toga, sačuvana je zajednička konjugirajuća ravnina γ i α-rešetki Fe, tj. granica između faza je koherentna. Stoga je kristalna rešetka nove martenzitne faze prirodno orijentirana u odnosu na početnu fazu - austenit, iu odnosu na samu sebe. Sljedeće martenzitne iglice formiraju se pod kutom od 60°, 120° ili 180° u odnosu na prethodne i ograničene su svojom veličinom. Smjer procesa i razlika u specifičnim volumenima faza (austenita i martenzita) dovode do toga da austenit pada u zatvorene prostore između martenzitnih iglica, doživljava tlačno naprezanje, stvrdnjava se i stabilizira. Dakle, u čeliku se uvijek zadržava određena količina netransformiranog, "rezidualnog austenita", a završetak martenzitne transformacije (Mk) smatra se uvjetnim. Martenzitna transformacija je vrlo osjetljiva na naprezanje, a deformacija austenita može uzrokovati transformacije čak i na temperaturama iznad Mn (nastaje deformirani martenzit).

Martenzit, u pravilu, nastaje atermički, tj. uz kontinuirano hlađenje. Odgođeno hlađenje na temperaturu iznad temperature završetka martenzitne transformacije dovodi do stabilizacije austenita, a pri naknadnom hlađenju njegova transformacija je otežana i odvija se manjim intenzitetom i cjelovitošću. U tom slučaju povećava se količina zadržanog austenita, što je nepoželjno, jer to dovodi do heterogenosti svojstava po presjeku i promjene dimenzija dijelova.

Položaj točaka Mn i Mk ne ovisi o brzini hlađenja, već ovisi o sadržaju ugljika u čeliku (slika 10). Ako sadržaj ugljika u čeliku prelazi 0,6%, tada Mk leži u području negativnih temperatura. U tom slučaju, da bi se dobila maksimalna količina martenzita, potrebno je također učiniti hladnu obradu nakon kaljenja u vodi na sobnoj temperaturi.

Kristali, ovisno o sastavu legure, a time i o temperaturi nastanka, mogu imati različite morfologije. Postoje dvije vrste martenzita: lamelarni (igličasti) i paketić (letvica) (slika 11). Lamelarni martenzit nastaje u visokougljičnim čelicima s niskim vrijednostima Mn i Mk. U ovom slučaju, sami kristali martenzita su ploče u obliku leće, koje u ravnini poliranog presjeka izgledaju kao igle. Paketni (letvasti) martenzit tipičan je za nisko i srednje ugljične, kao i konstrukcijske legirane čelike. U ovom slučaju, kristali martenzita imaju oblik tankih letvica, izduženih u jednom smjeru (slika 11, b) i kombiniranih u pakete.

Riža. 10. Utjecaj sadržaja ugljika u čeliku na temperaturu početka Mn i kraja Mk martenzitne transformacije

Riža. 11. Shema nastanka lamelarnog (igličastog) (a) i paketastog (latt) (b) martenzita

Veličine kristala bilo koje morfologije martenzita određene su veličinom početnog zrna austenita. Što je zrno austenita veće, to su ona veća. Prva martenzitna ploča ima opseg koji odgovara poprečnoj veličini zrna austenita. Kristali formirani na nižim temperaturama imaju manji opseg (slika 11, a).

Dakle, značajke martenzitne transformacije su njezina bezdifuzijska priroda, usmjerenost procesa, a za čelike i atermalna kinetika stvaranja martenzita.

Karakteristična značajka martenzita je njegova velika tvrdoća i čvrstoća, čije vrijednosti rastu s povećanjem sadržaja ugljika u martenzitu. Vlačna čvrstoća martenzita s niskim udjelom ugljika (0,025% C) je 1000 MPa, a martenzit koji sadrži 0,6-0,7% C ima vlačnu čvrstoću od 2600-2700 MPa. Međutim, kako se sadržaj ugljika u martenzitu povećava, povećava se i njegova sklonost krtom lomu. Martenzit koji sadrži više od 0,35–0,4% C ima nisku otpornost na nastanak i širenje pukotina, kao i niske vrijednosti lomne žilavosti KIs.

Povećanje specifičnog volumena tijekom stvaranja martenzita jedan je od glavnih razloga za pojavu velikih unutarnjih naprezanja tijekom kaljenja, što uzrokuje deformacije i savijanje proizvoda, kao i pojavu pukotina u kaljenju.

Intermedijarna (bainitna) transformacija austenita odvija se mješovitim mehanizmom i ima kinetičke značajke difuzijske perlitne i martenzitne transformacije bez difuzije. Studij transformacije bainita nije uključen u ovaj program.

Transformacija austenita tijekom kontinuiranog hlađenja.

Učinak kontinuiranog hlađenja na transformaciju austenita može se pratiti superponiranjem krivulja hlađenja na dijagram izotermne razgradnje austenita (slika 12). Iz ispitivanja ovih ovisnosti jasno je da s povećanjem brzine hlađenja raste stupanj prekomjernog hlađenja austenita i, sukladno tome, raste disperznost strukture ferit-cementit.

Možemo pretpostaviti da pri maloj brzini hlađenja v1 nastaje perlitna struktura, pri većoj brzini v2 nastaje sorbitolna struktura, a pri još većoj brzini troostitna struktura. Bainitna struktura se obično ne formira tijekom kontinuiranog hlađenja ugljičnog čelika. Pri vrlo visokim brzinama hlađenja (vR, v5), sav se austenit prehladi do Mn točke i pretvara se u martenzit. Minimalna brzina hlađenja pri kojoj sav austenit prehlađen u Mn prelazi u martenzit naziva se kritična brzina kaljenja (vR). Srednja brzina hlađenja v4 odgovara nastanku strukture troostit + martenzit. Kada se prijeđe prva krivulja u obliku slova C, počinje, ali ne završava razgradnja austenita u troostit, jer krivulja hlađenja ne siječe drugu krivulju u obliku slova C. Preostali dio austenita podliježe martenzitnoj transformaciji ispod Mn.

Riža. 12. Prekrivanje krivulja hlađenja na dijagramu izotermne razgradnje.

Transformacije tijekom odmora.

Neravnotežne otvrdnute strukture martenzita i zaostalog austenita nastoje prijeći u stabilnije stanje. Ovaj prijelaz događa se difuzijom. Stoga, što je viša temperatura kaljenja, to su intenzivniji procesi razgradnje neravnotežnih struktura. Razgradnja martenzita odvija se u nekoliko faza. Zagrijavanjem na 2000C tek počinje difuzija ugljika iz prezasićene rešetke martenzita i duž granica kristala martenzita nastaju ε - karbidi (FexC), debeli nekoliko atomskih slojeva, koji se ne razlikuju pod optičkim mikroskopom. Smanjuje se stupanj tetragonalnosti martenzitne rešetke i zaostala naprezanja. Ova struktura se naziva kaljeni martenzit.

Kada se zagrije na 350 0 C, difuzija ugljika se javlja intenzivnije, ε - karbid veže ugljik koji nedostaje i pretvara se u cementit (Fe3C). Istodobno dolazi do transformacije zaostalog austenita u kaljeni martenzit i on se, kao i kaljeni martenzit, raspada u feritno-cementitnu smjesu. Zagrijavanjem na 450 0 C dolazi do sferoidizacije cementita i dovršetka difuzije viška ugljika. Nastaje struktura koja se sastoji od ferita i fino dispergiranog cementita, nazvana temperirani troostit.

Slika 13. Dijagram koji prikazuje učinak dubine kaljenja na mehanička svojstva kaljenog i poboljšanog čelika.

Zagrijavanje iznad 4500C (do 6500C) dovodi do promjene morfologije faza. Zrna ferita i cementita postaju grublja i dolazi do dodatne sferoidizacije karbidnih uključaka. Pokretačka snaga ovih procesa je smanjenje slobodne energije sustava zbog smanjenja površinske energije; ta se struktura naziva temperirajući sorbitol.

Feritno-cementitne mješavine zrnaste strukture, uz istu tvrdoću, imaju više vrijednosti granice razvlačenja, relativnog istezanja i koeficijenta udarne čvrstoće (slika 13.) nego lamelne strukture dobivene nakon kaljenja ili žarenja. Udarna čvrstoća raste s povećanjem temperature kaljenja, ali postoje dva raspona temperatura kaljenja. Kod kojih udarna čvrstoća osjetno opada: 250-3500C i 550-6000C. Smanjenje koeficijenta udarne čvrstoće pri navedenim temperaturama kaljenja naziva se krtost kaljenja prve i druge vrste (vidi sliku 14).

Slika 14. Utjecaj temperature kaljenja i brzine hlađenja na udarnu čvrstoću konstrukcijskih čelika (1-brzo hlađenje, 2-sporo hlađenje).

Otpuštanje krtosti tipa I (ireverzibilno) ne uklanja se ponovljenim popuštanjem, stoga treba izbjegavati popuštanje na temperaturama na kojima se razvija. Krtost tipa I opažena je kod svih konstrukcijskih čelika, bez obzira na stupanj legiranja.

Priroda otpuštene krtosti tipa I nije dovoljno jasna. Mogući razlozi mogu biti: gubitak viskozne komponente austenita (A→Motn), prisutnost uključaka cementita lamelarnog oblika, neravnomjerna razgradnja martenzita.

Krtost tipa II (reverzibilna) uočena je kod legiranih čelika pri sporom hlađenju. Njegovim uzrokom smatra se oslobađanje dispergiranih faza legirajućih elemenata duž granica α-faze i difuzija fosfora do granica zrna. Kaljena krtost tipa II može se spriječiti ubrzanim hlađenjem u ulju ili vodi nakon kaljenja. Alternativni način je mikrolegiranje s molibdenom ili volframom, koji vežu elemente legure, sprječavajući njihovo oslobađanje u obliku krhkih čestica duž granica zrna.

Praksa toplinske obrade.

Temperatura zagrijavanja za kaljenje za većinu vrsta čelika određena je položajem kritičnih točaka A1 i A3. Ugljični podeutektoidni čelici zagrijavaju se 30-50 0C iznad Ac3, takvo otvrdnjavanje nazivamo potpunim. Ugljični čelici s udjelom ugljika većim od 0,8% podvrgavaju se nepotpunom otvrdnjavanju, tj. zagrijan na 30-50 0C iznad Ac1 (detaljnije u uputama za laboratorijski rad “Kaljenje čelika”). Hipereutektoidni čelici ne mogu se očvrsnuti iz ravnotežnog stanja; oni zahtijevaju prethodnu toplinsku obradu: minimalno, normalizaciju, kako bi se uklonila skupna mreža sekundarnog cementita, ili sferoidizirajuće žarenje, kako bi se formirali karbidi granuliranog oblika.

Ukupno trajanje zagrijavanja za otvrdnjavanje zbroj je vremena zagrijavanja koje ovisi o obliku i veličini proizvoda te vremenu potrebnom za dovršetak faznih transformacija. Za dijelove složenih oblika i velikih presjeka, kako bi se spriječilo savijanje, preporučuje se postupno zagrijavanje. Hlađenje brzinom većom od kritične osigurava se upotrebom posebnih rashladnih sredstava: vode, ulja, vodenih otopina soli, lužina.

Prokaljivost čelika - sposobnost čelika da povećaju tvrdoću kao rezultat otvrdnjavanja, uglavnom ovisi o sadržaju ugljika u čeliku. Što je više ugljika u martenzitu, veća mu je tvrdoća.

Prokaljivost - sposobnost čelika da dobije strukturu očvrslog sloja do određene dubine. Prokaljivost je određena kritičnom brzinom hlađenja. Što je niža kritična brzina kaljenja, veća je prokaljivost čelika. Ako je stvarna brzina hlađenja u jezgri proizvoda manja od kritične brzine kaljenja, tada će u jezgri doći do difuzijske razgradnje austenita u mješavinu ferit-karbida lamelarne strukture i kaljivost neće biti potpuna. Dubina očvrsnute zone je udaljenost od površine u dubini do strukturnog sloja koji sadrži najmanje 50% martenzita.

Metode kaljenja čelika.

Kod kaljenja proizvoda postoji opasnost od deformacija i pukotina kao posljedica unutarnjih naprezanja. Veličina naprezanja kaljenja određena je oblikom proizvoda i sadržajem ugljika u čeliku. Što su veće razlike u presjecima nekog dijela, veća su unutarnja naprezanja koja u njemu nastaju tijekom hlađenja. Što je veći sadržaj ugljika u čeliku, veće su volumetrijske promjene tijekom fazne transformacije i što je niži temperaturni raspon martenzitne transformacije, to pažljivije treba odabrati uvjete hlađenja tijekom kaljenja.

Riža. 15. Krivulje hlađenja za različite metode kaljenja.

Kaljenje u jednom hladnjaku (krivulja V1) je najjednostavniji i najrašireniji način kaljenja, ali je primjenjiv samo za proizvode jednostavnog oblika.

Dvostruko kaljenje medija (krivulja V2) obično se koristi za alate izrađene od čelika s visokim udjelom ugljika. Prvo se hlađenje provodi u vodi, a zatim se dio prenosi u ulje iu području martenzitne transformacije dio se sporije hladi, što pomaže smanjenju unutarnjih naprezanja.

Izotermno kaljenje (krivulja V3) uključuje izotermno raspadanje austenita na temperaturi malo višoj od Mn. U tom slučaju nastaje niža bainitna struktura, koja uz dovoljnu čvrstoću ima povećanu viskoznost.

Postupno kaljenje (krivulja V4) uključuje hlađenje i izlaganje okolini s temperaturom nešto višom od Mn. U to vrijeme dio poprima temperaturu kupke za gašenje u svim točkama presjeka, tj. temperaturni gradijent po presjeku proizvoda se smanjuje. Nakon toga slijedi konačno sporo hlađenje, pri čemu dolazi do transformacije austenita u martenzit. Ovim načinom kaljenja smanjuju se unutarnja naprezanja, povećava se kaljivost i smanjuje vjerojatnost kaljenja deformacija.

Kaljenje u vrućim okruženjima (V5) uključuje precizno očuvanje dimenzija proizvoda (npr. koraka navoja), što se postiže držanjem proizvoda na temperaturi ispod Mn. U tom slučaju austenit se djelomično stabilizira i nakon konačnog hlađenja njegova se količina povećava u odnosu na kontinuirano hlađenje.

Značajke toplinske obrade legiranih čelika.

LE skupine Ni - Mn, Co, C, N snižavaju kritične točke Ac1 i Ac3.

LE skupine Cr - Cr, W, V, Mo, Ti, Nb, Zr povećavaju ove kritične točke.

Stoga se za legirane čelike temperature zagrijavanja za toplinsku obradu nalaze samo u referentnim knjigama!

Utjecaj LE na kinetiku razgradnje austenita.

Kinetika razgradnje austenita određuje ponašanje čelika tijekom toplinske obrade. Legirni elementi usporavaju difuzijsku razgradnju austenita i odgađaju bezdifuzijsku transformaciju.

Elementi koji se otapaju u feritu ili cementitu i ne tvore posebne karbide, osim Co, imaju samo kvantitativni učinak na procese transformacije (Ni, Si, Cu, Al, Mn), tj. pomaknite krivulje u obliku slova S udesno duž vremenske skale. Zbog toga se smanjuje kritična brzina otvrdnjavanja, toplinska naprezanja se smanjuju, a prokaljivost čelika se povećava. Difuzijsku razgradnju austenita posebno usporavaju Mo, Cr i Mn. Karbidotvorni elementi (osim Mn) imaju osim kvantitativnog učinka i kvalitativno djelovanje. Oni odvajaju transformacije perlita i bainita na T ljestvici, mijenjajući izgled krivulja u obliku slova S. Na primjer, kod nehrđajućih čelika s 14% Cr uopće nema međupretvorbe (slika 16), a kod složeno legiranih konstrukcijskih čelika 0,3% C s Cr, W ili Mo, Ni ili Mn nema perlitne pretvorbe. Za visokolegirane alatne čelike 0,9% C koji sadrže Cr, W i V, krivulje u obliku slova S izgledaju kao na sl. 17.

Slika 16. Dijagram izotermne transformacije prehlađenog austenita za čelike otporne na koroziju s visokim sadržajem kroma.

Slika 17. Dijagram izotermne transformacije prehlađenog austenita za visokolegirane alatne čelike.

Legirajući elementi ne utječu na kinetiku martenzitne transformacije. Njihov utjecaj utječe na položaj temperaturnog područja martenzitne transformacije.

Si – ne mijenja temperaturu početka i kraja M-transformacije.

Al i Co povećavaju temperaturu na kojoj počinje martenzitna transformacija i time pomažu u smanjenju količine zadržanog austenita.

Svi ostali LE pomiču martenzitni interval u područje negativnih temperatura i povećavaju količinu zadržanog austenita.

U praksi se za određivanje Mn koristi sljedeća formula za izračun:

Mn =560 –320(%C) – 50(%Mn)- 30(%Cr) –20(%Ni+Mo).

Na primjer, za Hatfield čelik G13: Mn =560 –320-50*13=-4100C.

Stoga se nakon kaljenja austenitno stanje fiksira. Ovaj austenit ima zanimljiva svojstva - mekan je, ali se njime može drobiti kamenje, jer... Tijekom udara nastaje deformacijski martenzit.

Ovisno o položaju martenzitnog intervala i krivuljama u obliku slova S za legirane čelike, moguće su tri varijante transformacija tijekom hlađenja na zraku nakon zagrijavanja za kaljenje (slika 18.).

Riža. 18. Dijagrami izotermne transformacije prehlađenog austenita za legirane čelike i na njima ucrtane krivulje hlađenja na zraku.

Legirani čelici u normaliziranom stanju dijele se u 3 klase:

1. Perlitni (Sl. 18.c)
2. Martenzitni (Sl. 18.b)
3. Austenitni (Sl. 18.a)

Treba napomenuti da je ova klasifikacija prilično proizvoljna i da se odnosi na uzorke male veličine.

VI. Modul 6
Specijalni čelici. kompozitni materijali. Polimerni materijali