План-конспект занятия №25. Тема занятия: «Основы термической обработки сталей». Ход занятия. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛЕЙ

План-конспект занятия №25

по дисциплине «ОП.04 Материаловедение»

Специальность: 23.02.05 Эксплуатация транспортного электрооборудования и автоматики (по видам транспорта, за исключением водного) Курс: 2

Тема занятия: «Основы термической обработки сталей»

Тип занятия: усвоения новых знаний.

Вид занятия: лекция с первичным закреплением.

Технологии обучения: информационно-коммуникационная.

Межпредметные связи: конструкция автомобилей, физика, химия.

Мотивация:полученные знания дают понимание о природе процесса термообработки сталей

Материально-техническое оснащение урока:

1.Мультимедиа-установка, компьютер, 2. образцы деталей

Рекомендуемая литература:

1. Черепахин А.А. Материаловедение, 8-е издание, переработанное. – М. «Академия», 2014. – 256 с.

2. Никифоров В«М. Технология металлов и конструкционные материалы. –Л., Машиностроение, 1987-З6Зс.

3. Кузьмин Б.А. и др. Технология металлов и конструкционные материалы- М., Машиностроение,1989-4960.

Ход занятия

ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛЕЙ

План

1) Основы теории коррозии

Термин коррозия происходит от латинского "corrosio", что означает разъедать, разрушать. Этот термин характеризует как процесс разрушения, так и результат.

Среда, в которой металл подвергается коррозии (коррозирует) называется коррозионной или агрессивной средой.

В случае с металлами, говоря об их коррозии, имеют ввиду нежелательный процесс взаимодействия металла со средой.

Физико-химическая сущность изменений, которые претерпевает металл при коррозии является окисление металла.

Любой коррозионный процесс является многостадийным:

> Необходим подвод коррозионной среды или отдельных ее компонентов к поверхности металла.

> Взаимодействие среды с металлом.

> Полный или частичный отвод продуктов от поверхности металла (в объем жидкости, если среда жидкая).

Термическая обработка сталей — 1 часть

Основные виды термической обработки сталей

Основными видами термической обработки являются отжиг, нормализация, закалка и отпуск.

1. Закалка
Назначение закалки- получение высокой прочности и твердости.
За счет чего это происходит? В доэвтектоидной стали за счет мартенситной структуры (Fe_α(C)). В заэвтектоидной стали – структуры мартенсита (Fe_α(C)) и цементита вторичного Fe₃C.

После закалки пластические свойства (δ, ψ) и ударная вязкость (а_н) низкие.

При закалке доэвтектоидной стали (см. рис.) нагрев ведут до температуры 30÷50°С выше Ас₃ с последующим резким охлаждением. В результате закалки доэвтектоидной стали получается мартенситная структура. Она обеспечивает наибольшую прочность и твердость.

При закалке заэвтектоидной стали нагрев ведут до температуры 30÷50°С выше Ас₁ и также резко охлаждают. Структура этой стали (мартенсит + цементит вторичный) обеспечивает наиболее высокую твердость.
Цементит тверже мартенсита НВ_Ц=800, НВ_м=650 в углеродистой стали с 0.5%С.

Рассмотрим, почему указанный интервал температур является оптимальным.

Нагрев доэвтектоидной стали под закалку ниже Ас₃, но выше Ас₁ приводит к частичной закалке. Зерна, которые в процессе нагрева и выдержки превратились в аустенит, после резкого охлаждения превратятся в мартенсит. Но при этом сохранятся не претерпевшие превращения при нагреве зерна феррита. Т.е. получится структура:
МАРТЕНСИТ (650НВ) + ФЕРРИТ (80НВ)
твердая структура + мягкая структура
Это — брак закалки.

Нагрев до температуры значительно превышающей Ас₃, может вызвать перегрев или даже пережог. При этих температурах происходит рост аустенитного зерна и, следовательно, затем после охлаждения получается грубая крупноигольчатая структура мартенсита, обладающая очень низкой вязкостью.

Нагрев заэвтектоидной стали под закалку ниже Ас₁ не вызывает образования аустенита, а резкое охлаждение при таком нагреве не приводит к закалке. Сталь получится мягкой. Нагрев существенно выше Ас_m вызовет растворение вторичного цементита и как следствие рост зерна аустенита и снижение твердости после закалки. Одновременно при слишком высоком нагреве будет больше остаточного аустенита, что также приведет к снижению твердости.

Именно этими обстоятельствами и определяется интервал закалочных температур.

Чтобы произошло превращение аустенита в мартенсит, сталь необходимо после нагрева и выдержки при температуре закалки охладить со скоростью выше критической V_охл > V_кр.

В качестве закалочных сред применяются:
• вода;
• минеральное масло;
• растворы солей и щелочей в воде.

2. Отжиг и нормализация
Назначение отжига: перекристаллизация и устранение внутренних напряжений. После отжига сталь обладает низкой твердостью, умеренной прочностью и высокими пластическими свойствами.

Различают:
• полный отжиг;
• изотермический отжиг;
• неполный отжиг;
• диффузионный отжиг (гомогенезация);
• низкотемпературный отжиг (высокий отпуск).

Полный отжиг состоит в нагреве выше линии GSE на 30÷50°С. В результате нагрева и выдержки при этой температуре получается структура из мелких зерен аустенита (т.е. произошла перекристаллизация).

Если сталь нагреть до температуры ниже линии GSE, то в доэвтектоидной стали, кроме мелких зерен аустенита, будут находиться крупные зерна феррита, а в заэвтектоидной стали сохранится сетка цементита.

При нагреве до температур соответствующих линии GSE, превращение будет завершаться медленно, в результате возрастут окисление и обезуглероживание.

Нагрев до температур более высоких, чем 30÷50°С выше GSE, нецелесообразен так как приводит:
1. к перерасходу топлива или электрической энергии на нагрев;
2. к интенсивному росту зерна.

Такой дефект называется перегревом. Он может быть исправлен повторным отжигом.

Нагрев до температур, близких к линии солидус приводит к оплавлению и окислению границ. Это пережог стали – неисправимый дефект.

При отжиге после нагрева и выдержки сталь охлаждают вместе с печью или постепенно снижают температуру печи. При таком медленном охлаждении из аустенита образуются равномерные структуры. В доэвтектоидной стали это структура — Ф+П, в эвтектоидной – П, в заэвтектоидной – П+Ц.

Полный отжиг обеспечивает устранение остаточных напряжений.
Изотермический отжиг состоит в нагреве стали до тех же температур, что и при полном и охлаждении до температуры на 50÷100°С ниже Ас₁.Выдержка при температуре ниже Ас₁ обеспечивает изотермическое превращение аустенита. После этого сталь можно охладить быстро изменения структуры уже не будет. Деталь можно извлечь из печи и охлаждать на воздухе. Продолжительность пребывания детали в печи сокращается. Применяется вместо полного отжига.

Нормализация заключается в нагреве до тех же температур, что и при полном отжиге, но с охлаждением в спокойном воздухе.

Цель нормализации: получение мелкозернистой структуры и устранение внутренних напряжений.

По сравнению с полным отжигом уровень пластических свойств ниже, а прочность выше.

Структура и свойства металла после нормализации зависят от размера детали. Крупные детали остывают медленно, в них распад аустенита завершается образованием перлита. Мелкие детали остывают быстро. В них аустенит превращается в сорбит.

Разница в свойствах нормализованной и отожженной стали для малоуглеродистых сталей – невелика, для среднеуглеродистых – значительна.

Нормализация обеспечивает большую производительность.
Неполный отжиг заключается в нагреве сплава на 30÷50°С выше А₁ (линия PSK) и медленном охлаждении. Его применяют для снятия остаточных напряжений в доэвтектоидных сталях. При неполном отжиге происходит перекристаллизация только перлита. Ферритная составляющая в доэвтектоидных сталях остается неизменной.

Неполный отжиг применяют для снятия напряжений, когда не требуется исправления структуры. Неполный отжиг экономичнее полного. Неполный отжиг заэвтектоидной стали называют сфероидизирующим отжигом.

Диффузионный отжиг (гомогенезация) состоит в нагреве до температуры на 150÷250°С ниже линии солидус, длительной выдержки при этой температуре и последующем охлаждении. Диффузионному отжигу подвергают слитки и крупные стальные отливки.

Цель диффузионного отжига – устранение дендритной и межзеренной ликвации.

При высокой температуре происходит ускорение диффузионных процессов, обеспечивающих выравнивание химического состава в микрообъемах.

Высокая температура вызывает рост зерна, для измельчения которого следует провести полный отжиг или нормализацию.
Поскольку стальное литье из углеродистых сталей содержит от 0,15 до 0,55% углерода, объясняются характерные размеры области диффузионного отжига.

Низкотемпературный отжиг (высокий отпуск) состоит в нагреве до температуры ниже А₁выдержки и медленном охлаждении.

Низкотемпературный отжиг применяется для снятия внутренних напряжений, возникших, в частности, при сварке, в наклепанном металле. Медленное охлаждение необходимо для избежания образования новых внутренних напряжений.

3. Отпуск
Отпуск – нагрев закаленной стали до температуры ниже Ас₁ выдержка при этой температуре и охлаждение.

Отпуск применяется для устранения внутренних напряжений и повышения пластичности.

Отпуск в интервале температур 150÷200°С – низкий отпуск. Низкому отпуску подвергаются режущий инструмент и детали, работающие на износ, от которых требуется высокая твердость. В результате низкого отпуска получается отпущенный кубический мартенсит.

Отпуск в интервале температур 350÷500°С называется средним отпуском. Средний отпуск обеспечивает высокие значения пределов упругости, прочности, усталости и высокую ударную вязкость.

Среднему отпуску подвергают, например, пружины подвесок трубопроводов, рессоры. В результате среднего отпуска получается структура — тростит отпуска.

Отпуск в интервале температур 500÷650°С называется высокий отпуск. Предназначен для получения высоких пластических свойств и ударной вязкости при остаточной прочности и твердости. Высокому отпуску подвергают многие детали машин и элементы теплосилового оборудования. В частности, закалке в масле с последующим высоким отпуском подвергают толстостенные паропроводные трубы из некоторых легированных сталей. В результате высокого отпуска получается структура — тростит или сорбит отпуска.

Комплекс механических свойств у стали после закалки с высоким отпуском получается выше, чем после нормализации и отжига.

Свойства углеродистой стали после закалки и отпуска определяются температурой и продолжительностью нагрева при отпуске. Они не зависят от скорости охлаждения после отпуска.

Термическая обработка сталей – 2 часть

Термическая обработка углеродистой стали

Для получения заданных свойств сталей путем изменения их структуры без изменения формы изделия и химического состава широко используется термическая обработка (ТО). Основные факторы воздействия при термической обработке температура и время, поэтому режим любой ТО можно представить графиком в координатах t-τ.

Термическая обработка состоит из нагрева до заданной температуры выдержки при этой температуре и охлаждении. В большинстве случаев решающая роль в получении желаемой структуры принадлежит охлаждению. Иногда ТО может быть сложнее несколько нагревов и охлаждений. НО в любом случае, изменение свойств сплава, которое создается термической обработкой должно быть остаточным, в противном случае в ТО не было бы никакого смысла.

Для правильного проведения ТО сталей, необходимо хорошо представлять, какие превращения происходят в них, как влияют на эти превращения скорость нагрева, максимальная температура и время выдержки при нагреве и скорость охлаждения.

Основой для изучения термической обработки сталей является диаграмма железо- углерод. Так как речь пойдет только о сталях, то рассматриваются сплавы с концентрацией углерода до 2.14%. Верхней границей является линия солидус, поскольку процессы первичной кристаллизации не имеют значения.

Приведем общепринятые обозначения критических точек. Они обозначаются буквой «А». Нижняя критическая точка, обозначаемая А₁, лежит на линии PSK и соответствует превращению А-П. Верхняя критическая точка А₃ лежит на линии GSE и соответствует началу выпадения или концу растворения феррита в доэвтектоидных сталях или цементита (вторичного) в заэвтектоидных сталях. Чтобы отличить критическую точку при нагреве от критической точки при охлаждении рядом с буквой А ставят индекс:
при нагреве – «с» (А_с);
при охлаждении = «r» (А_r).

Таким образом:
Ас₁ – превращение перлита в аустенит [Fe_α + Fe₃C] → Fe_γ;
Аr₁ – превращение аустенита в перлит Fe_γ → [Fe_α + Fe₃C];
Ас₂ – превращение магнитного феррита в немагнитный Fe_α → Fe_β;
Аr₂ – превращение немагнитного феррита в магнитный Fe_β → Fe_α;
Ас₃ – переход последних кристаллов Fe_α в Fe_γ;
Аr₃ – появление первых кристаллов Fe_α из Fe_γ;
Ас_m –переход Fe₃C (II) ↔ Fe_γ.

Рассмотрим основные превращения в стали. Фазовые превращения в стали вызваны тем, что вследствие изменившихся условий, например, температуры одно состояние оказывается менее устойчивым, чем другое.

Рассматривая структурные превращения в стали, необходимо указать, что основными являются три структуры, а переход их из одной в другую характеризует основные превращения. Эти структуры:
аустенит – твердый раствор углерода в γ- железе (Fe_γ);
мартенсит – твердый раствор углерода в α-железе (Fe_α);
перлит – эвтектоидная смесь феррита и карбида [Fe_α + Fe₃C].

При термообработке стали наблюдается четыре основных превращения:

I. Превращение перлита в аустенит, протекающее выше точки А₁:
Fe_α + Fe₃C → Fe_γ.

Схема изменения свободной энергии аустенита (FА), мартенсита (FМ) и перлита (FП) с изменением температуры

При температурах выше температуры стабильного равновесия аустенит-перлит из трех основных структур минимальной свободной энергией обладает аустенит.

II. Превращение аустенита в перлит, протекающее ниже точки А₁:
Fe_γ → Fe_α + Fe₃C.

III. Превращение аустенита в мартенсит:
Fe_γ → Fe_α.

Протекает ниже температуры Т₀. При температуре Т₀ более устойчивой фазой является перлит, но работа для образования мартенсита требуется меньшая, поэтому сначала аустенит превращается в мартенсит, а уже потом в перлит. Таким образом аустенитно-мартенситное превращение в данном случае является промежеточным в процессе перехода аустенита в перлит.

IV. Превращение мартенсита в перлит:
Fe_α → Fe_α + Fe₃C.
Оно происходит при всех температурах так как при любых t F_м > F_п.

Образование аустенита (первое основное превращение)
Превращение перлита в аустенит в полном соответствии с диаграммой состояния Fe-Fe₃C может совершаться лишь при медленном нагреве.

В условиях обычного нагрева при ТО превращение П→А запаздывает, получается перенагрев. Перенагретый выше критической точки П с различной скоростью в зависимости от степени перенагрева превращается в А. Время превращения перлита в аустенит при разных температурах различно. Луч V₂ показывает нагрев стали с какой-то определенной скоростью. Он пересекает линии начала и конца превращения в точках а» и в». Следовательно при непрерывном нагреве со скоростью V₂ мы зафиксируем превращение, протекающее в интервале температур от точки а» до точки в». Если нагрев был медленным, то луч V₁ пересекает кривые превращения при более низких температурах (точки а’ и в’), превращение произойдет тоже при более низких температурах.

Кривые начала и конца превращения, асимптотически приближаясь к горизонтали А₁пересекут ее в бесконечности. Нагрев с бесконечно малой скоростью пересечет горизонталь А₁ в бесконечности, где сливаются кривые начала и конца превращения и где превращение перлита в аустенит произойдет в одной точке при постоянной температуре (t=const). Это, очевидно, и будет случай равновесного превращения по диаграмме Fe-Fe₃C. Реальные превращения происходят в интервале температур.

Окончание процесса превращения характеризуется образованием А и исчезновением П (Ф+Ц). Однако этот А даже в объеме одного зерна неоднороден. Там где были пластинки (или зерна) перлитного цементита содержание углерода больше, чем в тех местах, где были пластинки феррита. Для получения однородного по составу (гомогенного) аустенита при нагреве требуется не только перейти через точку окончания перлитно-аустенитного превращения, но перегреть сталь выше этой точки, или дать выдержку для завершения диффузионных процессов внутри зерна А.

Скорость описанных реакций зависит от степени дисперсности цементита и от его формы. Чем мельче частицы Ц и следовательно больше их суммарная поверхность, тем быстрее происходит превращение.

Рост зерна аустенита. Начало перлитно-аустенитного превращения сопровождается образованием первых зерен А. Они образуются на границе между ферритом и цементитом – структурными составляющими перлита. Граница весьма разветвлена в 1см³ перлита площадь границы между Ф и Ц несколько м². Следовательно, превращение начинается с образования множества мелких зерен. Размер этих зерен характеризует величину начального зерна аустенита. Дальнейший нагрев вызывает рост зерен А. Это самопроизвольный процесс (здесь уменьшается суммарная поверхность зерен, т.е. уменьшается поверхностная энергия), высокая температура лишь обеспечивает достаточную скорость.

Различают два типа сталей:
• наследственно мелкозернистую (НМЗ);
• наследственно крупнозернистую (НКЗ).

Наследственно мелкозернистая характеризуется малой склонностью к росту зерна, вторая – повышенной склонностью. Переход через А₁ сопровождается резким уменьшением зерна. Далее при нагреве зерно аустенита в мелкозернистой стали не растет до 950 ÷1000°С, после чего устраняются факторы, препятствующие росту, и зерно начинает быстро расти. У крупнозернистой стали ничто не препятствует росту зерна, который и начинается вскоре после перехода через критическую точку А₁.

Под наследственной зернистостью надо подразумевать склонность зерна к росту.

При температурах немного больше Ас₁ зерно А у НКЗ стали больше, чем у НМЗ, а при температурах значительно более высоких у НМЗ стали зерно может оказаться крупнее. Поэтому по размеру зерна в конкретном образце металла нельзя определить наследственную зернистость.

Размер зерна, полученный в результате ТО – ЭТО действительное зерно.

Таким образом, различают:
• начальное зерно – размер зерна А в момент окончания перлитно-аустенитного превращения;
• наследственное (природное) зерно – склонность аустенитных зерен к росту;
• действительное зерно – размер зерна аустенита в данных конкретных условиях.

Влияние размера зерен А на свойства стали в перлитном или другом структурном состоянии заключается в следующем.

Размер зерен П зависит в первую очередь от размера зерен А, из которых они образовались. Зерна А растут только при нагреве (при последующем охлаждении они не измельчаются). Поэтому максимальная температура нагрева и ее наследственность определяют окончательный размер зерна. Теоретически для определения зернистости необходимо знать зависимость размера зерна от температуры. Практически удобнее наследственную зернистость определять лишь размером зерна. Причем предварительно сталь должна быть нагрета до температуры 930 °С. Затем полученный размер зерна сравнивают со стандартной шкалой. Стали у которых при температуре 930°С размер зерна соответствует № 1-4 стандартной шкалы принято считать НКЗ, а стали с номерами №5-8 –НМЗ.

Факторы, влияющие на склонность к росту зерна
Состав стали. Заэвтектоидные стали менее чувствительны к росту зерна, чем эвтектоидные.

Легирующие элементы. Ванадий, титан, вольфрам, молибден и др. уменьшают склонность зерна А к росту.

Способ раскисления. Сталь раскисленная ферромарганцем и ферросилицием –НКЗ сталь, а дополнительно раскисленная алюминием – НМЗ.

Можно утверждать: на свойства стали влияет только действительный размер зерна, наследственный влияния не оказывает. Если у НКЗ и НМЗ сталей в результате термообработки получен одинаковый действительный размер зерна, то и свойства их будут одинаковыми.

Если на свойства стали влияет действительный размер зерна, то технологический процесс горячей обработки определяется наследственным зерном.

НМЗ сталь можно ковать, при более высоких температурах и заканчивать ковку при более высоких температурах, не опасаясь получения крупного зерна. Как правило, все спокойные марки стали — наследственно мелкозернистые, а кипящие – наследственно крупнозернистые.

Распад аустенита (второе основное превращение)
Аустенит устойчив в углеродистых сталях при температуре 727°С. Он может сохраняться в течение некоторого времени и при более низких температурах, но в этих условиях он неустойчив и стремится превратиться в другие структуры.
Превращение аустенита в перлит заключается в распаде аустенита, твердого раствора углерода в γ-железе, на α-железо и цементит:
Fe_γ = Fe_α +Fe₃C.
При температуре равной А₁ превращение аустенита в перлит невозможно F_А = F_П. Превращение может начаться при некотором переохлаждении, когда F_А > F_П.

Под степенью переохлаждения аустенита понимают разность между равновесной температурой и температурой, при которой в действительности происходит превращение.

Чем ниже температура превращения тем больше переохлаждение, тем больше ΔF и тем быстрее происходит превращение. НО! В случае перлитного превращения образуются фазы резко отличные по составу от исходной. Fe_α, который почти не содержит углерода, и Fe₃C с 6,67% С.

Поэтому, превращение А→П сопровождается диффузией, перераспределением С. Скорость диффузии уменьшается со снижением температуры. Процесс образования перлита это процесс зарождения центров перлита и рост зерен перлита. Следовательно, скорость превращения зависит от скорости роста и числа центров кристаллизации. В точке А₁ и ниже 200°С оба параметра равны нулю и имеют максимальное значение при переохлаждении равном 150÷200°С, т.е. если выполнены все условия (аустенит переохлажден ниже А₁, F_А > F_П и D≠0), то процесс начнется и будет происходить в течении некоторого времени.

Точка а на кривой показывает момент начала превращения, что соответствует образованию 0,5-1% перлита. Максимальная скорость при 50% образовавшегося перлита. Кинетическая кривая показывает количество образовавшегося перлита в зависимости от времени с начала превращения.

Для анализа превращений, происходящих в сталях при охлаждении, пользуются диаграммой изотермического распада аустенита, которая является основой при выборе способа охлаждения с целью получения заданных свойств. На этой диаграмме по вертикальной оси откладывают температуры, а по горизонтальной – время. Пунктирная прямая, проведенная при температуре 727°С, служит границей устойчивого аустенита.

Свойства и строение продуктов превращения аустенита зависят от температуры, при которой происходил процесс его распада.

При высоких температурах, т.е. при малых степенях переохлаждения, получается достаточно грубая смесь феррита и цементита. Эта смесь называется перлитом.

При более низких температурах, и, следовательно при больших степенях переохлаждения дисперсность структур возрастает и твердость продуктов повышается. Мелкопластинчатый перлит, образующийся при температурах 650÷600°С, называется сорбитом.

В районе выступа кривых начала и конца распада получается очень тонкодисперсный перлит, который называется трооститом (троститом).

Таким образом, перлит, сорбит и тростит – структуры с одинаковой природой (феррит + цементит), которые отличаются степенью дисперсности феррита и цементита.

Перлитные структуры могут быть двух типов: зернистые (цементит находится в форме зернышек) или пластинчатые (в форме пластинок). Однородный (гомогенный) аустенит всегда превращается в пластинчатый перлит. Следовательно, нагрев до высокой температуры, который создает условия для образования более однородной структуры, способствует появлению пластинчатых структур. Неоднородный аустенит при всех степенях переохлаждения дает зернистый перлит, следовательно, нагрев до невысокой температуры (для заэвтектоидной стали ниже Ас₃) ведет к образованию при охлаждении зернистого перлита.

Таким образом, размер цементитных частиц зависит от температуры превращения аустенита, а форма цементита — от температуры нагрева.

Ниже выступа кривых начала и конца распада аустенита превращение происходит в особую структуру, называемую бейнитом. Он также состоит из мелкодисперсных частиц феррита и цементита. Превращение аустенита в бейнит происходит при относительно низких температурах. Превращение сопровождается увеличением объема, приводящим к большим внутренним напряжениям.

В связи с различным строением продукты распада аустенита обладают разными механическими свойствами. Перлит наиболее пластичен, но твердость и прочность его ниже, чем у остальных структур. По мере повышения дисперсности строения прочность возрастает, а пластические свойства снижаются.

Если охлаждать аустенит со скоростью больше, чем ν_к (ν_к – кривая охлаждения, касательная выступу С – кривой), то это приведет к образованию мартенсита.

Мартенситное превращение (третье основное превращение)
Если аустенит переохладить до таких температур, когда γ-решетка, несмотря на наличие растворенного в ней углерода, неустойчива, но скорость диффузии углерода вследствие низких температур так мала, что с ней можно не считаться, то происходит перестройка решетки без выделения углерода
Fe_γ → Fe_α

При аустенитно-мартенситном превращении происходит только перестройка решетки без изменения концентрации реагирующих фаз. Превращение является бездиффузионным. Мартенсит есть твердый раствор углерода в α – железе с такой же концентрацией, как и у исходного аустенита.

Так как растворимость углерода в α – фазе всего ≈ 0,01%, то мартенсит является пересыщенным твердым раствором.

Так как превращение бездиффузионное, то углерод из раствора не выделяется и во время превращения происходит только перестройка атомов железа. Расположенные в аустените в виде гранецентрированного куба, они перестраиваются во время превращения в объемноцентрированную решетку.

Для кристаллической структуры мартенсита характерна тетрагональность, т.е. соотношение осей c/a в решетке мартенсита больше 1. Тетрагональность мартенсита – прямое следствие содержания в растворе углерода.

Для мартенсита характерна особая микроструктура. Кристаллы мартенсита представляют собой пластины (в плоскости шлифа они имеют вид игл).

Две характерные особенности отличают мартенситное превращение от других фазовых превращений:
1. бездиффузионность (состав фаз исходной (аустенита) и конечной (мартенсита), одинаков; происходит лишь перестройка решетки;
2. ориентированность (новая фаза – мартенсит закономерно ориентирована относительно старой – аустенита).

Кристаллы мартенсита в стали не зависимо от температуры образуются за очень короткое время (~ 10 _-7 с).

Состав стали особенно сильно отражается на температурных точках мартенситного превращения (М и М_к). Увеличение содержания углерода приводит к снижению всего интервала мартенситного превращения. Некоторые легирующие элементы снижают точку мартенситного превращения. Скорость охлаждения не влияет на температуру превращения аустенита в мартенсит, но влияет на протекание мартенситного превращения.

Немного ниже точки М более медленное охлаждение вызывает большую степень превращения. Ниже точки М (приблизительно на 100 °С), когда образовалось довольно значительное количество мартенсита, ускорение охлаждения, наоборот, способствует более полному превращению.

Аустенит, который существует при нормальной температуре наряду с мартенситом называется остаточным аустенитом.
Количество остаточного аустенита в стали, фиксируемое закалкой, зависит от положения мартенситной точки. Чем ниже мартенситная точка, тем больше остаточного аустенита. Поэтому углерод, снижая мартенситную точку, увеличивает количество остаточного аустенита.

Мартенситное превращение в сталях необратимо.

Превращения при отпуске (четвертое основное превращение)
Исходная структура: закаленная сталь, состоящая из тетрагонального мартенсита и аустенита.

Мартенсит является структурой обладающей наибольшим объемом, а аустенит – структурой с минимальным объемом. Следовательно, превращения должны совершаться с объемными изменениями. При превращении мартенсита объем будет уменьшаться (сжатие образца), а при превращении аустенита – увеличиваться (расширение образца).

Дилатометрическая кривая фиксирует превращения при отпуске. Дилатометр – прибор, при помощи которого изучаются изменения длины образца при нагревании и охлаждении).

Рис. Дилатометрическая кривая отпуска углеродистой стали (1.2% С), а — закаленная сталь, б — отожженная сталь.
I — выделение углерода из раствора
II — распад остаточного аустинита
III — снятие внутренних напряжений
IV — процесс коагуляции карбидных частиц

Если нагревать в дилатометре отожженный образец, то при отсутствии превращений прибор будет чертить горизонтальную линию б. Отклонения линии а у закаленной стали от горизонтальной линии б свидетельствует о наличии каких-то превращений. Рассмотрим рисунок подробнее. До температуры ≈ 80°С никаких превращений не происходит. С 80°С до 200°С наблюдается сокращение длины. Это так называемое первое превращение при отпуске. Рентгеновский анализ установил, что в этом температурном интервале постепенно уменьшается параметр с решетки мартенсита. Соотношение с/а стремится к единице.

При таком низком отпуске мартенсит, у которого отношение с/а хотя и не равно, но близко к единице, называется отпущенным мартенситом. Следовательно, первое превращение есть превращение тетрагонального мартенсита в отпущенный, почти кубический.

Дальнейший нагрев выше 200°С ведет к иному превращению вызывающему расширение стали. Это так называемое второе превращение при отпуске, захватывает интервал температур 200-300°С. В этом интервале остаточный аустенит превращается в гетерогенную смесь, состоящую из пересыщенного α-раствора и карбида, т.е. остаточный аустенит превращается в отпущенный мартенсит. Это превращение диффузионное (остаточный аустенит распадается на две фазы разной концентрации).

К концу второго превращения, т.е. при 300°С, α-твердый раствор содержит еще около 0,15-0,20% С; наступающее при дальнейшем повышении температуры сжатие указывает на полное выделение углерода из раствора и снятие внутренних напряжений, возникших в результате предыдущих превращений, сопровождающихся объемными изменениями.

Одновременно с этим карбид обособляется и превращается в цементит (Fe₃C). Сумма этих изменений характеризует так называемое третье превращение при отпуске.

В третьем превращении при отпуске происходит ряд изменений, приводящих к снятию внутренних напряжений и карбидным превращениям. При 400°С третье превращение заканчивается, и сталь состоит из феррита и цементита. Дальнейшее повышение температуры ведет к коагуляции частиц феррита и цементита.

При отпуске выше 400 °С образуется смесь феррита и цементита, поэтому образующиеся структуры имеют те же названия, что и структуры, полученные в результате прямого распада аустенита на феррит и цементит.

Сталь, отпущенная при 350-500 °С, имеет структуру тростита, при 500-600 °С – сорбит.

Наблюдается существенное различие в смеси феррита и цементита, полученных в результате распада аустенита или мартенсита. В ферритно-цементитной смеси (тростит закалки или сорбит закалки), получающейся при распаде аустенита, цементит имеет пластинчатую форму, а получающийся при распаде мартенсита при температуре 400 °С этой же смеси цементит имеет зернистую форму. Различная форма цементита в ферритно-цементитной смеси предопределяет и различие в свойствах.