Виды фазовых превращений в сталях

Обновлено: 08.01.2025

Ряд металлов (Fe, Ті, Со и др.) имеет несколько модификаций кристаллических структур при различных температурах. Термодинамически полиморфные превращения (переход из одной модификации в другую) обусловлены минимумом объемной свободной энергии, характерным для той или иной модификации в соответствующих температурных интервалах. Полиморфные превращения в зависимости от условий охлаждения могут иметь диффузионный или мартенситный характер.

Фазовые превращения диффузионного типа происходят по механизму образования и роста новой фазы. Закономерности этого процесса аналогичны процессу кристаллизации жидкой фазы (см. разд. 12.5.1) Необходимым условием превращения диффузионного типа является определенная степень переохлаждения (или перегрева) по отношению к равновесной температуре начала фазовых превращений 7о, при которой удельные объемные свободные энергии фаз равны. Возникновение зародышей обеспечивается за счет выделившейся при переохлаждении (или перегреве) удельной объемной свободной энергии и флуктуационного повышения энергии в отдельных группах атомов. При превращении диффузионного типа в сплавах для образования зародыша необходимо также наличие флуктуации концентрации растворенного элемента. Это условие затрудняет образование зародышей новой фазы, особенно если ее состав сильно отличается от исходной. При превращении диффузионного типа в твердом состоянии образование зародышей также тормозится упругой деформацией фаз, которая обусловлена различием удельных объемов исходной и образующихся фаз. Энергия упругой деформации так же, как и поверхностная энергия, увеличивает объемную свободную энергию.

Среди образовавшихся зародышей способностью к дальнейшему росту обладают зародыши, размер которых равен критическому или превышает его. В этом случае баланс поверхностной и объемной энергий имеет отрицательное значение и рост новой фазы происходит с уменьшением свободной энергии системы. Критический размер зародышей уменьшается с увеличением степени переохлаждения по отношению к равновесной температуре 7q, при которой объемные свободные энергии фаз равны. При этом скорость образования зародышей также будет уменьшаться, так как с понижением температуры снижается диффузионная подвижность атомов, необходимая для формирования зародыша новой фазы. Зависимость вероятности образования новой фазы от степени переохлаждения будет иметь максимум. При нагреве зависимость вероятности образования новой фазы от степени перегрева будет монотонно возрастающей.

При росте новой фазы изменение составляющих свободной энергии аналогично их изменению при образовании зародышей. Поэтому зависимость линейной скорости роста новой фазы от степени переохлаждения также имеет максимум, но сдвинутый в сторону меньших переохлаждений. Общая скорость фазового превращения определяется суммой скоростей зарождения и роста новой фазы.

При постоянной температуре, отличающейся от равновесной температуры Го, процесс превращения диффузионного типа протекает изотермически (рис. 12.34). Началу превращения предшествует инкубационный период (0я/), во время которого развиваются

Рис. 12.34. Кинетика (а) и скорость (б) изотермического фазового превращения диффузионного типа в зависимости от степени переохлаждения: V - объем образующейся новой фазы; Г, - температура превращения; Г0 - равновесная температура начала фазовых превращений; 0 я, - инкубационный период; cijbj - время превращения; I - переохлаждение; II - перегрев

Рис. 12.35. С-образная диаграмма изотермических фазовых превращений (Г„ и Гк - температура начала и конца превращения диффузионного типа; остальные обозначения те же,

подготовительные процессы в исходной фазе. Количество новой фазы V увеличивается с течением времени.

Кинетика фазовых превращений в сталях при различных степенях переохлаждения описывается С-образ - ной диаграммой изотермического превращения (рис. 12.35). Фазовое превращение в условиях непрерывного охлаждения или нагрева подчиняется тем же основным закономерностям, что и изотермическое превращение. Условно пре-

что на рис. 12.34)

вращение при непрерывном изменении температуры можно рассматривать как серию многочисленных изотермических превращений при последовательно меняющихся температурах. Чем быстрее

меняется температура, тем меньшее количество новой фазы успевает образоваться при каждой степени переохлаждения. В результате превращение протекает в диапазоне непрерывно изменяющихся температур при большей степени переохлаждения или перегрева, чем изотермическое превращение. В этом случае кинетика фазового превращения описывается термокинетической диаграммой превращения (рис. 12.36). При относительно высоких скоростях охлаждения (w, r) исходная фаза может претерпевать только частичное фазовое превращение диффузионного типа. При очень высоких скоростях, превышающих критическую (w' > г^кр), фазовое превращение диффузионного типа не успевает начаться и сплав переохлаждается до температур, при которых превращение не может развиваться из-за чрезвычайно низкой скорости диффузионных процессов.

Рис. 12.36. Термокинетическая диаграмма анизотермического фазового превращения:

7о - равновесная температура начала фазовых превращений; w w' w”' - скорости непрерывного охлаждения, wKV - критическая скорость охлаждения; Гм н и Тм к, Тн и Тк - температуре начала и конца превращений соответственно мартенситного и диффузионного типов; штриховые линии - кривые изотермического превращения; / - время по логарифмической шкале

В материаловедческой практике термокинетические диаграммы превращений (ТКД) строят в координатах температура - время. При этом максимальная температура соответствует нагреву при термообработке (закалке, отжигу), а время отсчитывается от момента начала охлаждения после выдержки при максимальной температуре.

В сварочной практике применяют диаграммы, преобразованные в вид, удобный для практического использования при выборе теплового режима сварки. Во-первых, нагрев соответствует сварочному термическому циклу с максимальной температурой, близкой к температуре солидуса сплава; во-вторых, тип и температура превращений даются в зависимости от скорости охлаждения при сварке. В диаграммах для сталей принято использовать скорость охлаждения в диапазоне 600. 500 °С (г^б/5> °С/с) или время охлаждения от 800 до 500 °С (/8/5, с)* Такие диаграммы получили

название анизотермических диаграмм распада аустенита при сварке - АРА (см. разд. 12.8.3).

Превращениями диффузионного типа являются ферритное и перлитное превращения при распаде аустенита в условиях медленного охлаждения углеродистых и низколегированных сталей.

Ферритное превращение начинается при некотором переохлаждении ниже Лгз. Зародыши ферритной фазы возникают на границах аустенитных зерен (нормальный механизм превращения). Этому процессу предшествует диффузионный отвод углерода во внутренние части зерна аустенита. Твердость феррита составляет

80.. . 100 НВ. При непрерывном охлаждении количество ферритной фазы, как правило, не достигает равновесного значения. При

может быть существенно ниже Аг (до 550 °С). При большем переохлаждении (до 400 °С) возможно образование сорбита, тро - остита - разновидностей перлита, отличающихся большей дисперсностью ферритоцементитной смеси (см. ниже - перлитное превращение).

В сталях с крупным аустенитным зерном (сварной шов, перегретая околошовная зона) при относительно высоких скоростях охлаждения возможно выделение феррита в виде ориентирован - . ных пластин внутри зерна аустенита (видманштеттова структура). Ферритные пластины выделяются вдоль плотноупакованных октаэдрических плоскостей решетки аустенита. Предполагают, что механизм их образования такой же, как и у мартенсита. Возможны случаи одновременного образования сетки феррита по границам зерен и видманштеттова феррита, причем по мере увеличения содержания углерода и уменьшения размера зерна доля последнего снижается. Образованию видманштеттовой структуры в стали способствуют Мп, Сг и Мо. Выделения феррита могут приводить к уменьшению прочности, а тонкопластинчатая видманштеттова структура - к снижению пластичности.

Перлитное превращение характерно для среднеуглеродистых сталей. Оно происходит при сравнительно невысоких скоростях охлаждения. При содержании углерода С < 0,8 % превращение носит квазиэвтектоидный характер. Перлитное превращение проис-

называют подвижностью носителя тока (электрона), а уравнение

(2.34) величина те характеризует среднее время пробега электронов по отношению к столкновениям, в результате которых тормозится электронный поток, поэтому средняя частота столкновений электрона

Столкновения электронов между собой не учитываются, так как они не приводят к торможению электронного потока. При изучении представляют интерес два крайних случая электропроводности плазмы: а) полностью ионизованная плазма при степени ионизации % ~ 1, 0; б) слабо ионизованная плазма при х^ U

па ~ щ ~ пе (при однозарядных ионах).

Удельная электропроводность полностью ионизованной плазмы, состоящей из однозарядных ионов, определяется по Л. Спит-

церу (Qea = 0, те = теі, пе = И/Z, z - заряд ионов):

Рис. 2.14. Зависимость удельной электропроводности плазмы от температуры

Черта над произведением vQea означает, что берется среднее значение этого произведения с учетом распределения электронов по скоростям и зависимости

Qea от ve. Из формулы (2.37) видно, что удельная электропроводность слабо ионизованной плазмы

пропорциональна степени ионизации —. Поэтому а должна быть

мала вследствие недостатка в носителях тока. Она в десятки тысяч раз меньше электропроводности меди. Удельная электропроводность слабоионизованной плазмы с ростом температуры газа быстро нарастает на участке, соответствующем росту концентрации электронов (рис. 2.14).

Для слабоионизованной плазмы торможение электронов происходит главным образом вследствие столкновений с нейтральными атомами и молекулами. В этих случаях Qel мало, тогда Т = Л/v = Tea = l(navQea). Найдем удельную электропроводность согласно уравнению (2.33):

2.3.2. Амбиполярная диффузия

Направленные потоки ионов и электронов в плазме могут возникать не только под действием электрического поля, но и в условиях, когда концентрация частиц в различных точках неодинакова. В этих случаях силой, приводящей в движение частицы, будет разность давлений.

В слабо ионизованной плазме давление электронной и ионной составляющих мало по сравнению с давлением нейтрального газа, поэтому при диффузионном движении заряженных частиц так же, как и при прохождении тока, происходит не перемещение всей

ходит по диффузионному механизму и начинается с образования зародышей в виде перлитных колоний на границах аустенитных зерен. Вначале вследствие флуктуации концентрации углерода образуется тонкая цементитная (или ферритная) пластина. При ее утолщении окружающий аустенит обедняется (или обогащается) углеродом и создаются условия для возникновения примыкающих к этой пластине пластин феррита (или цементита). Попеременное многократное возникновение пластин цементита и феррита приводит к образованию перлитной колонии, которая начинает расти не только в боковом, но и торцевом направлении. Кооперативный рост двухфазной колонии в торцевом направлении контролируется диффузионным перераспределением углерода в объеме аустенита перпендикулярно фронту превращения и вдоль фронта между составляющими перлитной колонии.

Скорость роста перлитных колоний и межпластиночное расстояние (между одноименными пластинами) зависит от степени переохлаждения ниже Аг. Для стали с содержанием углерода 0,8 % по признаку дисперсности различают следующие разновидности перлитных структур:

Температура Межпластиночное Твердость

образования, расстояние, по Бринеллю,

Собственно перлит. 700-600 0,5-1,0 170-230

Сорбит. 600-550 0,2-0,4 230-330

Троостит. 550-450 0,1 330-400

Разделение условно, так как по мере понижения температуры превращения монотонно увеличивается дисперсность структур. Наиболее высокие значения пластичности и ударной вязкости имеет сорбит. Характеристикой перлитной структуры также служит окончательный размер колоний (перлитных зерен). Чем меньше размер бывших аустенитных зерен и ниже температура превращения, тем меньше размер перлитных зерен. С уменьшением их размера повышаются прочностные свойства структуры.

Мартенситное превращение характерно для среднеуглеродистых и легированных сталей при больших скоростях охлаждения. Превращение происходит бездиффузионно при переохлаждении аустенита до температур, при которых диффузионные перемещения атомов железа практически прекращаются, а атомов углерода существенно замедляются. Оно начинается и заканчивается при

постоянных для сталей данного состава температурах Тми и Тм к, не зависящих от скорости охлаждения. Превращение протекает по сдвиговому механизму. Мартенситные пластины образуются вдоль плотноупакованных октаэдрических плоскостей ГЦК - решетки аустенита, которые наиболее близки по атомному строению к плоскостям с максимальной упаковкой в ОЦК-решетке мартенсита. В результате кратчайших кооперативных атомных смешений (эквивалентных сдвиговой деформации) ГЦК-решетки аустенита превращаются в объемно-центрированные тетрагональные решетки мартенсита. Превращение мартенсита не сопровождается выделением углерода из твердого раствора, который после превращения становится пересыщенным. Атомы углерода, расположенные в аустените в сравнительно свободных пустотах вдоль ребер ГЦК-решетки, оказываются на гранях ОЦК-решетки. Они препятствуют сдвиговой деформации при превращении, в результате чего тетрагональная решетка мартенсита искажается. Мартенсит характеризуется сложным дислокационным строением с высокой плотностью дислокаций (до 10 . 10 см ). Его образование обусловлено пластической деформацией исходной решетки аустенита путем сдвига.

По внутреннему строению различают следующие типы мартенсита: пластинчатый и пакетный. Пластинчатый мартенсит также называют игольчатым, низкотемпературным и двойниковым. Он образуется в среднеуглеродистых легированных сталях и имеет форму тонких линзообразных пластин с двойниковыми прослойками в средней части. В начальный момент превращения, когда образуется средняя часть пластины (так называемый мидриб), пластическая деформация аустенита, обусловливающая перестройку решетки, происходит путем двойникования. Периферийные области мартенситных пластин имеют дислокационное строе-

ние с плотностью дислокации 10 . 10 см. По мере снижения температуры превращения доля двойниковых участков увеличивается. Пластины мартенсита, образующиеся в первую очередь при

Тм н, проходят через все зерно аустенита, расчленяя его на отсеки. Следующие образующие пластины располагаются под углом к ранее образовавшимся и по длине соизмеримы с размерами отсеков. В зависимости от размеров зерна аустенита пластинчатый мартенсит может быть крупноигольчатым, мелкоигольчатым или бесструктурным. В последнем случае иглы мартенсита не различаются средствами оптической металлографии.

Пакетный мартенсит, также называемый реечным, массивным, высокотемпературным и недвойниковым (дислокационным), имеет форму примерно одинаково ориентированных тонких пластин (реек). Они образуют плотный более или менее равноосный

пакет. Ширина реек составляет 0,1 1 мкм, поэтому оптической

металлографией выявляются только их пакеты. По этой причине пакетный мартенсит получил название массивного. Пакетный мартенсит образуется в большинстве низкоуглеродистых легированных сталей. Он характеризуется сложным дислокационным строе-

нием с высокой плотностью дислокаций (до 10 . 10 см ). Его образование обусловлено пластическим деформированием исходной решетки аустенита путем сдвига.

Чем выше содержание углерода, тем выше степень тетрагональное™ решетки мартенсита. Твердость мартенсита определяется содержанием углерода в стали и практически не зависит от содержания легирующих элементов (рис. 12.37). Мартенситное

Рис. 12.37. Твердость мартенсита по Виккерсу (HV) в зависимости от содержания углерода

превращение аустенита не бывает полным - в структуре всегда остается от 2 до 10 % остаточного аустенита (А0).

Тип мартенсита определяет его механические и технологические свойства. Например, пластинчатый мартенсит в околошовной зоне более склонен к образованию холодных трещин, чем пакетный. Это связано с тем, что у вершины двойниковой пластины создаются высокие плотность дислокаций и уровень микронапряжений.

Бейнитное превращение, называемое также промежуточным, характерно для сварки большинства углеродистых и легированных

сталей при скоростях охлаждения в диапазоне ^фП2-*-^м2 (см - рис. 12.45). Оно происходит в интервале температур от 500 °С до Тм н, когда самодиффузия железа и диффузия легирующих элементов практически отсутствуют, а диффузия углерода еще достаточно существенна. Различают верхний (Бв) и нижний (Бн) бейниты, образующиеся соответственно в верхней и нижней частях температурного интервала превращения.

Бейнитное превращение сочетает элементы перлитного и мар - тенситного превращений. Ему предшествует диффузионное перераспределение углерода в аустените, в результате чего образуются

участки, обедненные и обогащенные углеродом. Дифференциация участков по содержанию углерода тем больше, чем выше температура превращения. При образовании Бв в обедненных участках возникает пересыщенная углеродом ферритная фаза по мартенситному механизму (низкоуглеродистый мартенсит). В обогащенных участках аустенита выделяются карбиды. Отдельные обогащенные участки не претерпевают бейнитного превращения, а при дальнейшем охлаждении превращаются в мартенсит или остаются в виде остаточного аустенита Ао. Бейнит Бв имеет перистое строение. В нем мелкие карбидные образования (в виде коротких палочек) располагаются главным образом между сравнительно крупными пластинками феррита. Иногда Бв называют игольчатым трооститом.

При образовании Бн из-за меньшей подвижности углерода ферритная фаза в большей степени пересыщена углеродом, поэтому карбиды выделяются главным образом внутри ферритной фазы сразу после ее образования, подобно отпуску мартенсита. По этой причине иногда Бн по структуре и свойствам считают аналогичным отпущенному мартенситу. Строение Бн - игольчатое с мельчайшими карбидными частицами, расположенными в объеме фер - ритных пластин.

Верхний бейнит имеет пониженную прочность и невысокие пластичность и ударную вязкость вследствие относительно больших размеров составляющих структуры и повышенного количества нераспавшегося остаточного аустенита А0. Нижний бейнит, особенно образовавшийся при температурах на 50. 100 °С выше. температуры Гм н, наоборот, обладает благоприятным сочетанием указанных свойств.

Часто бывает, что при непрерывном охлаждении ни один вид превращения аустенита не успевает завершиться полностью, а по мере снижения температуры виды превращений сменяют друг друга.

Основные превращения в стали

Фазовые превращения, которые совершаются в стали также, как и превращения при кристаллизации обуславливается тем, вследствие изменения внешних факторов (температуры) происходит переход из одного состояния в другое, оказавшееся более устойчивым при данной температуре. Основными в стали являются три структуры - аустенит, мартенсит, перлит. Основные превращения в стали характеризуются переходом этих структур из одного в другую.

При термической обработке стали наблюдаются 4 основных превращения..

1. Превращение перлита в аустенит, протекающее выше точки А₁, т. е. выше температуры стабильного равновесия А«П . При этих температурах их 3-х основных структур минимальной свободной энергией обладает аустенит.

Fea (С) + Fe₂С ® Fe g(С)

2. Превращение аустенита в перлит, протекающее ниже Ас₁

3. Превращение аустенита в мартенсит

4. Превращение мартенсита в феррито-карбидную смесь

(Первое основное превращение)

Превращение перлита в аустенит в полном соответствии с диаграммой Fе-С может совершится лишь при очень медленном нагреве. При обычных условиях превращение запаздывает и получается перенагрев. Перенагретый выше критической точки перлит с различной скоростью превращается в аустенит. Скорость превращения зависит от температуры. Чем выше температура, тем больше скорость превращения. Теоретически при нагреве с бесконечно малой скоростью луч нагрева пересечет кривые начала и конца превращения, пересекающиеся в бесконечности. Превращений А « П произойдет согласно диаграмме равновесного состояния. Реально превращение П « А происходит не при одной температуре, а в интервале температур, расположенных тем выше, чем выше нагревается сталь. Окончание процесса превращения характеризуется образованием аустенита и исчезновением перлита. Вновь образовавшийся аустенит неоднороден в объеме. В местах, где были пластинки цементита содержание углерода больше, чем в местах, где располагались пластинки феррита. Для получения однородного гомогенного аустенита необходима выдержка при температуре аустенизации для завершения диффузионных процессов, внутри аустенитного зерна. Скорость описанных реакций зависит от степени дисперсности цементита и от его формы. Чем меньше частицы цементита, тем быстрее происходит превращение.

2. Рост аустенитного зерна. На первой стадии превращения перлита в аустенит происходит образование большого количества мелких зерен аустенита. Размеры этих зерен характеризует так называемое начальное зерно аустенита.

Дальнейший нагрев или выдержка обуславливает рост аустенитных зерен. Этот процесс протекает самопроизвольно т.к. идет с уменьшением поверхностной энергии за счет уменьшения суммарной поверхности зерен. Высокая температура лишь обеспечивает достаточную скорость протекания процесса. Различают 2 типа сталей– наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые.

1-й характеризуется малой склонностью к росту зерна, 2-й - повышенной склонностью.

В наследственно мелкозернистой (а) стали при переходе через А_I сопровождается уменьшением величины зерна. Это зерно не растет при дальнейшем нагреве до 950-1000°С

Рост начинается выше 1000° С. У крупнозернистой стали рост зерен начинается при переходе через критическую точку (б). Таким образом, под наследственной зернистостью нужно понимать склонность аустенитного зерна к росту.

Размер зерна, наблюдаемый в стали после термической обработки называется действенным. Следовательно, различают 3 характеристики размера зерна стали :

1. Начальное зерно - размер зерна аустенита в момент окончания

превращения П « А

2. Наследственное зерно, определяющее склонность зерна аустенита к

3. Действительное зерно - размер зерна аустенита в данных конкретных условиях.

Размер первичного зерна аустенита и наследственная зернистость оказывает влияние на величину действительного зерна полученного после термической обработки. Чем крупнее зерна первичного аустенита и чем больше наследственное зерно, тем более крупное действительное зерно получаемое после всех видов тепловой обработки.

Величина первичного зерна, наследственная крупнозернистость и величина действительного зерна в стали может быть определена микроструктурным анализом. Первичное зерно может быть определено по излому закаленных образцов. Так как разрушение произойдет по границам бывших аустенитных зерен, по виду излома можно судить о размере зерна. При микроструктурном исследовании границы аустенитных зерен выявляют замедленным охлаждением (сетка Ф или Ц )

Для определения наследственного зерна, т.е. склонности к росту нагревают сталь до 930° С (конструкционные стали) и определяют по шкале величину вспучившегося действительного зерна. (Это температура, при которой у наследственно крупнозернистой стали происходит рост зерна).

Величину действительного зерна определяют по микроструктуре термически обработанного образца сравнивая со стандартной шкалой. На механические свойства стали в термически обработанном состоянии существенное влияние оказывает только величина действительного зерна. Укрупнение величины зерна снижают пластические характеристики особенно ударную вязкость и повышает хладноломкость стали, не оказывая существенного влияния на твердость.

Величина наследственного зерна оказывает существенное влияние на технологический процесс горячей обработки, так как в наследственно мелкозернистой стали рост зерна начинается при более высоких температурах, то ее можно ковать и прокатывать при более высоких температурах не опасаясь получения крупного зерна, а также проводить закалку при более высокой температуре, что позволит получить более высокую прочность при сохранении мелкозернистой структуры.

Наследственная зернистость зависит от химического состава стали и способа производства (метода раскисления). Многие легирующие элементы Ti, W, Zn, V уменьшают склонность зерна аустенита к росту. Сталь раскисления только FeSi и FeAl (КП и ПС) - наследственно крупнозернистая сталь дополнительно раскисленная Al(СП) - мелкозернистая. Алюминий, введенный в жидкую сталь незадолго до разливки по изложницам образует нитриды, располагающиеся при кристаллизации по границам зерен и препятствующие их росту.

(второе основное превращение)

Превращение аустенита в перлит заключается в распаде аустенита твердого раствора углерода в g железе на феррит (почти чистое железо) и цементит.

При температуре равновесия А_I это превращение невозможно, т.к. свободные энергии исходного аустенита и конечного перлита равны.

Превращение может начаться лишь при некотором переохлаждении, когда свободная энергия Ф-К смеси (перлита) окажется меньшей, чем аустенита. Чем больше степень переохлаждения, тем быстрее протекает процесс превращения. Так как превращение А ® Ф + П происходит среди фаз, резко отличающихся по составу от исходных, то оно сопровождается диффузией, перераспределением углерода.

С понижением температуры и увеличением переохлаждения диффузия замедляется. Таким образом, увеличение переохлаждения действует двояко - ускоряет превращение за счет увеличения разности свободных энергий перлита и аустенита и замедляет его вследствие уменьшения скорости диффузии. Суммарное действие обоих факторов приводит к тому, что вначале скорость превращения с увеличением степени переохлаждения возрастает , а затем убывает.

При 727° С и ниже d (200 0 С)V =0, т.к. при 727 0 С DF=0 при d=D=0. Процесс образования перлита состоит из зарождения кристаллов перлита и их роста. Поэтому, скорость превращения определяется числом образующихся центров ч. ц. и скоростью роста с.к. (при разной степени переохлаждения). Этот процесс, происходящий во времени может быть изображен кинетической кривой превращения, показывающей количество перлита, образовавшегося зависимости от времени, прошедшего с начала превращения. Начальный период характеризуется весьма малой скоростью так называемый инкубационный период. Максимум скорости соответствует примерно 50 % превращения аустенита. Затем скорость превращения уменьшается и превращение заканчивается.

КИНЕТИЧЕСКАЯ КРИВАЯ ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА В ПЕРЛИТ.

При очень малой и значительной степени переохлаждения превращение идет медленно, т.к. С.К. и Ч.Ц. малы. При максимальной скорости превращения кривые идут круто вверх, и превращение заканчивается за малый отрезок времени. Изучение превращения А « П можно изобразить серией кривых, изображающих превращение при разных температурах. При высокой температуре (малая степень переохлаждения) превращение развивается медленно и продолжительность инкубационного периода (отрезок от начала координат до точки а) и время превращения (отрезок от начала координат до точки в). При снижении температуры превращения, т.е. увеличении степени переохлаждения продолжительность инкубационного периода и всего превращения сокращается V_max соответствует t_н, дальнейшее снижение температуры замедляет превращение. Возможен другой способ графического изображения. Если на ось ординат нанести отрезки соответствующие началу и концу превращения, то получим диаграмму превращения.

Точка а расположена на кривой показывающей начало превращения, в - конец превращения. Кривая начала превращения показывает (в зависимости от степени переохлаждения) время существования переохлажденного аустенита. Мерой устойчивости может служить отрезок от оси ординат до кривой начала превращения. При 500-600° С (t₄) отрезок минимальный, т.е. А « П через наиболее короткий промежуток времени, т.к. время превращения сильно разнится от 1-2 сек. до нескольких минут. Диаграмма называется диаграммой изотермического превращения аустенита. Свойства и строение продуктов превращения аустенита зависят от температуры, при которой происходил процесс его распада. При высоких температурах и малых степенях переохлаждения получается грубая, хорошо различимая под микроскопом смесь пластинчатого цементита и феррита называемая перлитом.

При более низких температурах и больших степенях переохлаждение дисперсность структур увеличивается, и твердость продуктов превращения возрастает. Такой мелкодисперсный перлит называется сорбитом. При еще более низкой температуре на перегибе с диаграммы дисперсность продуктов распада возрастает и образуется тростит. В этой структуре различить отдельные структурные составляющие почти невозможно при наблюдении под световым микроскопом. Хорошо видна структура на электронном микроскопе. Таким образом, перлит, сорбит, тростит - структуры с одинаковой природой (Ф+Ц_II), отличающиеся дисперсностью. Перлитные структуры могут быть 2-х видов - пластинчатые и зернистые. Превращения выше и ниже изгиба С-образной кривой отличаются по кинетике превращения и структуре продуктов распада аустенита. Выше изгиба С-образной кривой, т.е. при малых переохлаждениях превращение начинается из небольшого числа центров, и кристаллы перлита растут до столкновения. Ниже перегиба С-кривой возникает игольчатая структура, образуются иглы - пластины, рост которых ограничен и превращение происходит путем роста новых кристаллов. В обоих случаях происходит распад аустенита на Ф-Ц смесь, но при высоких температурах углерод полностью выделяется из раствора, а при низких температурах этот процесс затруднен. Иглы состоят из мельчайших и коротких пластин Ф и Ц . Эта игольчатая структура называется бейнит.

К характерным особенностям превращения аустенита ниже перегиба С-образной кривой относится то, что распад аустенита не происходит полностью и в структуре остается исходная фаза называемая остаточным аустенитом . Различное строение продуктов распада выше и ниже перегиба С-образной кривой объясняется следующим. При высоких температурах выше перегиба цементит образуется в мягком аустените и возможно без создания напряжений образования круглых зерен. При низких температурах ниже перегиба С-кривой рост новой фазы происходит в напряженно-упругой среде и округлые конгломераты образовываться не могут, т.к. это создало бы большие напряжения. Поэтому внешняя форма кристаллов приобретает тонкопластинчатую (игольчатую) форму. Рост таких кристаллов не ведет к возникновению больших напряжений. Таким образом, протекает изотермический распад аустенита в эвтектоидных сталях. В доэвтектоидных сталях превращение начинается с выпадения феррита и обогащения углеродом оставшегося g раствора, в заэвтектоидных с выделения цементита и обеднения твердого раствора.

В условиях равновесия распад А ® Ц + Ф происходит в точке S, где содержание углерода 0,8 %. В условиях переохлаждения одновременное выделение Ф и Ц из А возможно лишь при условии пересыщения аустенита обеими фазами, т.е. в реальных условиях состав эвтектоида (перлита) характеризуется интервалом концентраций.

Из схемы видно, что в заэвтектоидных сталях квазиэвтектоид может содержать углерода больше, а в доэвтектоидных сталях меньше, чем 0,8% и эта разница тем больше, чем больше степень переохлаждения и ниже температура превращения. Следовательно, чем ниже температура превращения, тем меньше должно выделиться феррита или цементита перед перлитным превращением. При температуре перегиба С кривой и ниже распад аустенита происходит без выделения избыточных фаз.

Диффузионный перлитный распад без предварительного выделения феррита и цементита происходит в области ЕSG. Левее линии ЕS ему предшествует выделение феррита, правее SG - цементита.

Рассмотрим как происходит распад аустенита при непрерывном охлаждении, когда сталь, нагретая до аустенитного состояния охлаждается с разной скоростью. Линия V₁ соответствующая медленному охлаждению пересечет линии диаграммы в точках а и в продукт превращения - перлит. С увеличением скорости превращения кривые V₁, V₂, V₃ пересекают линии диаграммы при более низких температурах (а, в', а", в"), образуя более дисперсные структуры. Если охлаждать сталь с очень большей скоростью (V₅), то превращение в верхнем интервале температур не успеет произойти и аустенит превратится в мартенсит (закалка). Для того, чтобы закалить сталь, нужно охладить ее с такой скоростью, чтобы превращение не успело произойти. Минимальная скорость охлаждения необходимая для превращения А® М называется критической скоростью закалки (V_к)

где А₁ - температура критической точки

t_m - температура min устойчивости аустенита

t_m - время min устойчивости аустенита

V_л в 1,5 раза меньше расчетной, т.е.

Эта поправка объясняется тем, что как показали исследования С.С. Штейнберга, что сумма бесконечно малых отрезков времени при непрерывном охлаждении не равна отрезку у изгиба С-образной кривой.

Четыре основных превращения при термической обработке в стали

При термической обработке стали наблюдаются следующие превращения:

1. Превращение перлита в аустенит, протекающее выше точки А₁.

2. Превращение аустенита в перлит, протекающее ниже А₁

3. Превращение аустенита в мартенсит:

4. Превращение мартенсита в перлит (в феррито-карбидную смесь):

3.2 Превращения в стали при нагреве. Образование аустенита.

При достижении температуры А_С1 в сталях начинается превращение перлита в аустенит. Кристаллы аустенита зарождаются преимущественно на межфазных поверхностях раздела феррита с цементитом:

Превращение состоит из двух параллельно идущих процессов: полиморфного α→γ- перехода и растворения в аустените кристаллов цементита.

Если эвтектоидную сталь, содержащую 0,8% углерода и имеющую структуру перлит нагреть выше А_c1 (727 0 С), то перлит превратится в аустенит с тем же содержанием углерода 0,8% (рис.31).

Рис. 31. Схема превращения перлита в аустенит

Если доэвтектоидную сталь, содержащую, например, 0,4% углерода и имеющую структуру феррит + перлит, нагреть выше А_c1, то перлит превратится в аустенит. Феррит никаких изменений не претерпевает. Аустенит содержит 0,8% углерода, а феррит - 0,02% (точка P). По мере повышения температуры в интервале Аc₁-Аc₃, феррит будет растворяться в аустените, и в момент достижения температуры Аc₃ аустенит будет содержать 0,4% углерода, то есть столько, сколько углерода в стали.

Если заэвтектоидную сталь, содержащую, например, 1% углерода и имеющую структуру перлит + цементит, нагреть выше Аc₁, то перлит превратится в аустенит с содержанием 0,8% углерода. Цементит никаких изменений не претерпевает и содержит 6,67% углерода. Дальнейший нагрев в интервале Аc₁-Аc₃ приводит к тому, что цементит будет растворяться в аустените и дополнительно насыщать аустенит углеродом. В момент достижения температуры Аcm аустенит будет содержать 1% углерода, то есть то количество углерода, которое находится в стали.

В зависимости от условий нагрева можно получить зерно аустенита различного размера. От размера зерна аустенита в большой мере зависят свойства продукта превращения.

Продукты превращения мелкозернистого аустенита имеют более высокие пластичность и вязкость, и меньшую чувствительность к концентраторам напряжений, чем соответствующие продукты превращения крупнозернистого аустенита.

Превращение при температуре А_С1 сопровождается измельчением зерна стали. Эта очень важная особенность фазовой перекристаллизации широко используется в практике термической обработки стали – отжиге, закалке и других видах обработки, связанных с нагревом стали до аустенитного состояния.

Чем выше дисперсность перлита и выше скорость нагрева, тем больше число центров кристаллизации аустенита. При высокоскоростном нагреве (например, при нагреве ТВЧ) можно получить чрезвычайно мелкие зерна аустенита.

В эвтектоидных сталях перекристаллизация заканчивается после превращения перлита в аустенит.

В доэвтектоидных сталях при нагреве от А_С1 до А_С3 происходит превращение избыточного феррита в аустенит.

В заэвтектоидных сталях при нагреве от А_С1 до А_С_m происходит растворение избыточного цементита (вторичного) в аустените. Оба процесса сопровождаются диффузией углерода, приводящей к выравниванию концентрации и небольшому укрупнению зерен аустенита. Дальнейший нагрев стали в аустенитной области приводит к росту зерен аустенита.

В момент превращения перлита в аустенит образуется большое количество мелких зерен аустенита. При дальнейшем повышении температуры зерно аустенита начинает расти. Это обусловлено стремлением системы к уменьшению свободной энергии.

Различают наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые стали. Под наследственной зернистостью понимают склонность аустенитного зерна к росту, отсюда мелкозернистые стали обладают меньшей склонностью аустенитного зерна к росту в отличие от крупнозернистых сталей. Однако при достижении температур 900-950 0 С барьеры, предшествующие росту зерна в наследственно мелкозернистых сталях устраняются, и происходит более интенсивный рост зерна по сравнению с крупнозернистыми сталями. (рис.32).

Таким образом, при превращении перлита в аустенит выделяют:

-начальное зерно – размер зерна в момент превращения перлита в аустенит;

-наследственное зерно – склонность аустенитного зерна к росту;

-действительное зерно – размер зерна, полученный при конкретных условиях.

На свойства стали оказывает влияние величина действительного зерна. С увеличением размера зерна характеристики прочности, и особенно ударная вязкость снижается, а увеличиваются магнитные и электрические свойства.

Рис.32.Схема изменения зерна аустенита при нагреве

Если сталь выдерживать длительное время при высоких температурах, происходит интенсивный рост зерна. Это явление получило название – перегрев. Перегрев можно устранить дополнительной термической обработкой, заключающейся в повторном нагреве стали выше А₁. В результате зерно измельчается, свойства стали возрастают. Если сталь длительное время выдерживать при температуре А_С3 в окислительной атмосфере, то происходит образование окислов железа по границам зерна. Это явление неисправимый дефект стали называют пережог.

Размер зерна оценивается баллами. Балл зерна прямо пропорционален числу зерен, помещающихся на 1 мм 2 шлифа, и обратно пропорционален среднему диаметру зерна. Условно принято считать, что стали с зерном от 1 до 5 балла относятся к крупнозернистым сталям, а с более высоким баллом зерна (№ 6–15) — к мелкозернистым.

Превращения, происходящие в железе и стали при нагреве и охлаждении

Внимательно всмотревшись в излом металла, ясно можно увидеть, что он представляет собой нагромождение (совокупность) отдельных кристаллов (зерен), крепко сцепленных между собой. Мельчайшей частицей металла, как и всякого другого вещества, является атом. В элементарных ячейках, из которых состоят кристаллы железа, атомы расположены в определенном порядке. Это расположение изменяется в зависимости от температуры нагрева. При любой температуре ниже 910° атомы в ячейках кристаллов располагаются в виде куба, образуя так называемую кристаллическую решетку альфа-железа. В этом кубе восемь атомов расположены в углах решетки и один в центре.

При нагреве свыше 910° происходит перегруппировка атомов и кристаллическая решетка представляет собою форму куба с четырнадцатью атомами; условно ее называют решеткой гамма-железа. При температуре 1390° решетка гамма-железа перестраивается в решетку с девятью атомами, носящую название дельта-железо. Эта решетка отличается от решетки альфа-железа несколько большим расстоянием между центрами атомов и сохраняется до момента расплавления железа, т. е. до 1535° (Рис. 1).

Перестройка кристаллической решетки при медленном охлаждении происходит в обратном порядке: дельта-железо при 1390° превращается в гамма-железо, а гамма-железо при 898° превращается в альфа-железо.

Рис. 1. Строение кристаллической решетки: а — альфа и дельта железа; б — гамма железа.

Критические точки превращения

На рис.2 показаны кривые охлаждения и нагревания чистого железа. Как видно из этих кривых, в процессе перестройки одной решетки в другую, а также при расплавлении и затвердевании железа происходят температурные остановки, являющиеся результатом выделения дополнительного количества тепла при охлаждении и поглощении дополнительного количества тепла при нагревании.

Рис. 2. Кривые охлаждения и нагрева чистого железа.

Температурные остановки, при которых происходят перестройки решеток, называются критическими температурами или критическими точками и обозначаются А_rпри охлаждении и А_с при нагревании. В точках А_r₂и А_с2,не происходит перестройка атомной решетки, а изменяются магнитные свойства железа. При температуре выше 768° железо теряет способность притягиваться магнитом. При очень малой скорости нагревания и охлаждения критические точки А _с3и А_r₃не совпадают друг с другом на 12°. При увеличении скорости охлаждения несовпадение критических точек увеличивается, так как температура значительно снижается и железо переохлаждается. Это явление, носит название гистерезис.

При нагревании и охлаждении стали происходит также перестройка атомной решетки, но температуры критических точек не постоянны. Они зависят от содержания углерода и легирующих примесей в стали, а также от скорости нагревания и охлаждения.

На рис. 3 представлена диаграмма состояния углеродистой стали при медленном охлаждении и нагревании.

Рис.3. Диаграмма состояния углеродистых сталей.

Структура стали

Структурой стали называется внутреннее ее строение. Углерод в стали находится в виде химического соединения с железом, и это соединение называется — цементит. Кроме цементита, в стали имеется феррит, представляющий собой почти чистое железо. В зависимости от содержания углерода большая или меньшая часть феррита находится в механической смеси с цементитом, образуя новую структуру — перлит. Если небольшой кусок металла прошлифовать, отполировать и протравить в специальном реактиве, то под микроскопом можно различить структуры. Ниже приводится описание структур железоуглеродистых сплавов.

Аустенит представляет собою твердый раствор углерода и других элементов в гамма-железе. Наибольшее содержание углерода, которое может раствориться в ау-стените — это 2%. Аустенит образуется при затвердевании жидкой стали и при нагреве твердой стали выше критических температур.

В обычных сталях аустенит устойчив только лишь при температуре выше критических точек. При охлаждении, даже самом быстром, с этих температур аустенит превращается в другие структуры. При комнатной температуре аустенит полностью сохраняется в ряде марок нержавеющих сталей, в высокомарганцовистой стали и в незначительном количестве остается при закалке некоторых марок инструментальной и конструкционной сталей.

Аустенит мягок, пластичен, тягуч, мало упруг. Твердость его по Бринелю находится в пределах 170—220.

Аустенит немагнитен, обладает невысокой электропроводностью.

Феррит представляет собой твердый раствор углерода и других элементов в альфа-железе. Наибольшее содержание углерода, которое может раствориться в феррите, это 0,04%. Феррит устойчив при температурах ниже критической точки A_C1. Он выделяется из аустенита при медленном охлаждении последнего ниже A₆_i. Феррит мягок, сильно тягуч. Твердость HB= 60—100. Феррит магнитен до 768°. Свыше этой температуры он теряет магнитные свойства.

Цементит представляет собой химическое соединение железа с углеродом Fe₃C—карбид железа. Цементит содержит углерода 6,67%. Выделяется из жидкого и твердого раствора при медленном охлаждении. Цементит весьма тверд и хрупок. Твердость его НB= 800—820. Он магнитен до 210°. Выше этой температуры цементит теряет магнитные свойства.

Перлит представляет собой механическую смесь феррита и цементита. Он образуется из аустенита при медленном его охлаждении. Температура превращения аустенита в перлит 723°С. При весьма медленном переходе через эту температуру цементит образуется в виде зерен (глобулей), и тогда перлит называется зернистым. При более быстром охлаждении цементит приобретает форму пластинок, и такой перлит называется пластинчатым. При весьма быстром охлаждении в результате значительного переохлаждения аустенита вместо перлита получаются другие структуры, о которых речь будет ниже.

Перлит магнитен, прочен и пластичен. Твердость его находится в пределах от 160 до 230 кг/мм 2 по Бринелю. При обработке резанием наиболее чистую поверхность дает структура зернистого перлита.

Мартенсит образуется в результате весьма быстрого охлаждения (закалки) аустенита. При быстром охлаждении успевает произойти перестройка кристаллической решетки гамма-железа в решетку альфа-железа, выделение же углерода в карбид железа не успевает произойти, и он весь остается растворенным в решетке альфа-железа. Так как нормально альфа-железо может растворить в себе не более 0,04% углерода, то такой раствор называют пересыщенным. Он отличается весьма большой твердостью (свыше R_c= 60) и хрупкостью. Следует указать, что решетка альфа-железа, получающаяся в результате закалки, имеет искаженную форму. Так, размеры ее граней не одинаковы — в одном направлении они удлинены за счет других (см. рис. 4). Такая решетка называется тетрагональной. Чем больше в стали углерода, тем больше тетрагональность решетки и тем более велики внутренние напряжения. При нагревании до температур 100—200° тетрагональность мартенсита уменьшается, форма кристаллической его решетки приближается к форме правильного куба, и вместе с этим уменьшаются внутренние напряжения. Мартенсит магнитен.

Рис. 4. Строение кристаллической решетки стали, закаленной на мартенсит.

Троостит представляет собой высокодисперсную (мелкораздробленную) смесь феррита и карбидов. Он образуется при охлаждении аустенита с замедленной против закалки скоростью или в результате нагрева (отпуска) мартенсита в пределах 250—400°.

При нагреве закаленной стали происходит постепенное выделение углерода из кристаллической решетки с образованием карбидов. Троостит менее прочен, более пластичен, чем мартенсит. Твердость его НB330—400. При охлаждении аустенита в горячих средах в интервале 250—400° (изотермическое превращение аустенита) происходит образование игольчатого троостита, несколько более прочного, чем обычный троостит.

Сорбит представляет собой дисперсную смесь феррита и карбидов. Он образуется при охлаждении аустенита с небольшой скоростью или при нагреве (отпуске) мартенсита до 400—650°. Карбиды сорбита более крупные, чем троостита. Сорбит пластичен, вязок и магнитен. Твердость НВ 270—320.

Ледебурит представляет собой эвтектическую смесь аустенита и цементита. Он содержит углерода 4 3% Образуется ледебурит при затвердевании жидкого сплава с содержанием углерода свыше 2%. Ледебурит хрупок.

На рис. 5. представлены фотоснимки структур стали с различным содержанием углерода.

Структура стали с содержанием углерода 0,83% состоит из сплошного перлита и называется эвтектоидной; при меньшем содержании углерода структура стали состоит из перлита и феррита и носит название доэвтектоидной, а при большем содержании углерода — из перлита и цементита и называется заэвтектоидной. Температура 723°, при которой перлит переходит в аустенит, также называется критической и обозначается Ас.

Для того чтобы доэвтектоидную и эвтектоидную сталь полностью отжечь, нормализовать или закалить, их нужно нагреть до такой температуры, при которой они перешли бы в аустенитное состояние.

Рис. 5. Микроструктура отожженной углеродистой стали:

а - с содержанием углерода -0,1%

б - с содержанием углерода -0,85%

в - с содержанием углерода -1,1%

Превращения, происходящие в стали при нагревании

По диаграмме на рис. 3 можно проследить за изменениями структуры трех разных марок стали при нагревании:

Сталь с содержанием углерода 0,83%. Структура стали представляет собой перлит. При температуре 723° в точке A_с1 перлит переходит в аустенит.
Сталь с содержанием углерода 0,4%. Структура стали представляет собой перлит и феррит. При температуре 723° в точке К₁ перлит переходит в аустенит, и по мере повышения температуры происходит растворение свободного феррита в аустените. При пересечении линии GS в точке К2 закончится растворение феррита и структура будет полностью состоять из аустенита. Для этой стали точка К₁на диаграмме будет нижней критической точкой Ас1,а К₂— верхней критической точкой А_с₁,.
Сталь с содержанием углерода 1,2%. Структура стали представляет собой перлит и цементит. При температуре 723° в точке Pi перлит переходит в аустенит, и при дальнейшем повышении температуры происходит постепенное растворение цементита в аустените. При пересечении линии SEв точке Р2 это растворение закончится. Для этой стали точка Р1 явится нижней критической точкой Ас1, а точка Ρ2 — верхней критической точкой, которая для заэвтектоидных сталей обозначается Асm.

Линия на диаграмме, обозначенная буквами GS, соответствует окончанию растворения феррита в аустените в доэвтектоидных сталях, а линия SE соответствует окончанию растворения цементита в аустените в заэвтектоидных сталях.

Следует указать, что заэвтектоидные стали при операциях термической обработки не нагревают выше линии А_c_т(такая высокая температура нагрева приведет к перегреву и ухудшению свойств стали), а ограничиваются нагревом выше первой критической точки A_Cl, что полностью обеспечивает получение необходимых свойств.

Превращения, происходящие в стали при медленном охлаждении

В сталях, нагретых до аустенитного состояния, при весьма медленном охлаждении произойдут обратные превращения, а именно:

а) в стали с содержанием углерода 0,83% аустенит превратится в перлит;

б) в стали с содержанием углерода 0,4% сначала из аустенита начнет выделяться феррит, а затем в районе температуры 700° оставшийся аустенит превратится в перлит и

в) в стали с содержанием углерода 1,2% сначала из аустенита выделится цементит, а затем в районе температуры 700° оставшийся аустенит превратится в перлит.

Даже при весьма медленном охлаждении температура распада аустенита не совпадает с теми температурами, при которых аустенит образовался при нагревании. Чем скорость охлаждения больше, тем больше становится гистерезис, т. е. разница между критическими температурами (точками) при нагревании и охлаждении.

Превращения, происходящие в стали при быстром охлаждении

Как указывалось выше, при быстром охлаждении не успевает произойти превращение аустенита в перлит с выделением избыточного феррита или цементита, а в зависимости от скорости охлаждения аустенит превращается в новые структуры - мартенсит, троостит или сорбит. Сталь с этими структурами отличается от сталей со структурами перлита и феррита повышенной твердостью, прочностью и уменьшенной пластичностью. Если углеродистую сталь, нагретую выше критических температур, охладить очень быстро, то аустенит превратится в мартенсит и это превращение начнется лишь при температуре около 200°. При несколько меньшей скорости охлаждения образуется структура троостит, а при еще меньшей — сорбит.

В производственных условиях при охлаждении углеродистой инструментальной стали в воде образуется мартенсит, при охлаждении в масле — троостит и при охлаждении в струе воздуха -сорбит. На рис. 6 показаны микроструктуры закаленной стали.

Рис. 6. Микроструктура закаленной стали:

а — игольчатый мартенсит;

В легированных сталях, благодаря присутствию специальных элементов, для образования мартенсита не требуется столь большой скорости охлаждения, как для углеродистых сталей, и мартенсит образуется при охлаждении в масле, а для быстрорежущих сталей — и при охлаждении на воздухе.

Троостит и сорбит можно получить не только в результате ускоренного охлаждения, нои путем нагрева закаленной стали, имеющей структуру мартенсита, до температуры ниже A_с1, т. е. путем отпуска стали. В этом случае троостит получается при нагреве стали до 400°, а сорбит—при нагреве до 650°. При нагреве до промежуточных температур получаются смешанные структуры: при нагреве от 250—400° — мартенсит и троостит и при нагреве от 400—650° — троостит и сорбит. В производственных условиях троостит и сорбит получают путем отпуска закаленной стали.

Превращения, происходящие в стали при охлаждении в среде, имеющей температуру выше 200° (изотермическое превращение)

Если деталь, нагретую выше критической точки, поместить в среду, имеющую температуру от 700 до примерно 200°, и выдержать в ней до выравнивания температуры по всему сечению, то аустенит превратится в ту структуру, которая соответствует превращению при данной температуре.

О поведении стали при изотермической обработке, выборе температуры и времени выдержки судят по кривым изотермического превращения, построенным для разных марок стали.

Рис. 7. Диаграмма изотермического превращения аустенита углеродистой стали.

На рис. 7 дан вид диаграммы изотермического превращения в стали. На горизонтальной оси отложено время начала и конца превращения, а на вертикальной— температура, при которой оно происходит. Линия А _с соответствует переходу аустенита в перлит, а линия М_н — образованию мартенсита из аустенита. На кривой I начинаются, а на кривой II заканчиваются структурные превращения.

Если углеродистую инструментальную сталь, нагретую до 800°, поместить в масло, расплавленную соль или щелочь при температуре 250°, в ней образуется игольчатый троостит с высокой твердостью R_c=45—55. Если эту же сталь охладить в среде, имеющей температуру свыше 600°, в ней образуется перлит и такая сталь легко обрабатывается на станках. При охлаждении стали в среде с промежуточными температурами образуются структуры троостита и сорбита с соответствующей твердостью.

Изотермический отжиг нашел большое применение при термической обработке инструментальных сталей как процесс, резко уменьшающий время по сравнению с другими видами отжига.

Изотермическая закалка в инструментальном деле применяется редко из-за недостаточной для инструмента твердости, достигаемой при этом процессе.

Источник:
Остапенко Н.Н.,Крапивницкий Н.Н. Технология металлов. М. Высшая школа,1970г.
Каменичный И.С. Практика термической обработки инструмента. Киев, 1959 г.

Читайте также: