Popouštění oceli

jehož disperze závisí na složení a teplotě popouštění. Z toho vyplývá, že při analýze vlivu legujících prvků na tvrdost zušlechtěné oceli je nutné vzít v úvahu jejich vliv na strukturu a vlastnosti feritu, na vlastnosti karbidu a na velikost karbidových částic a charakter jejich rozložení ve feritové bázi.

Protože vysoká tvrdost martenzitu je dána především zvláštním stavem struktury α-pevného roztoku, který málo závisí na přítomnosti rozpuštěných atomů legujících prvků, je zaznamenán nevýznamný vliv legování na tvrdost martenzitu a na změnu této tvrdosti v prvním stupni popouštění.

Při vyšších teplotách popouštění, kdy se výrazně zvyšuje úloha legujících prvků, závisí tvrdost do značné míry na složení oceli. Všechny legující prvky zvyšující stabilitu martenzitu při popouštění samozřejmě přispívají k udržení tvrdosti kalené oceli až do vyšších popouštěcích teplot.

Jak se proces popouštění vyvíjí, při středním a vysokém popouštění se vliv legujících prvků může projevit jejich zpevňovacím účinkem na feritovou matrici a na stupeň disperze karbidové fáze. Pokud jde o tvrdost karbidů, i když se může poněkud lišit, má zřejmě velmi podřadný význam.

Uvažujme závislost tvrdosti na disperzi karbidů. S. Z. Bokshteyn stanovil lineární závislost tvrdosti zušlechtěné oceli při určitých mezích disperze karbidové fáze na celkové ploše povrchu rozhraní ferit-karbid, nebo jinými slovy na stupni koagulace karbidů (s nezměněným složením fáze). Čím vyšší je stupeň koagulace, tím menší je celkový povrch rozhraní ferit-karbid, tím nižší je tvrdost zušlechtěné oceli.

Vliv legujících prvků na ferit je redukován na jeho zpevnění v důsledku rozpouštění atomů prvků v mřížce α-železa,

udržování feritových zrn v plasticky a elasticky deformovaném stavu a zvyšování teploty rekrystalizace.

Z výše uvedeného lze vyvodit obecný závěr o vlivu různých prvků na změnu tvrdosti při popouštění.

Vliv nekarbidotvorných prvků na odolnost proti popouštění je pravděpodobně spojen s jejich zpevňovacím účinkem na ferit. To vysvětluje mírně zvýšenou tvrdost niklové oceli při vysokém popouštění.

Zpoždění poklesu tvrdosti křemíkové oceli při vysokém popouštění je spojeno nejen se zpevněním feritu, ale také se snížením rychlosti koagulace karbidové fáze v důsledku zvýšení vazby atomů kovu v tuhém roztoku.

Vliv karbidotvorných prvků na zpoždění poklesu tvrdosti by měl být spojen především s jejich inhibicí uvolňování uhlíku z martenzitu a z hlediska míry afinity k uhlíku by měl být zřejmě nejslabším a naopak nejúčinnějším působením vanadu a molybdenu vliv manganu. Přítomnost inflexe na křivkách změny tvrdosti s teplotou u ocelí legovaných karbidotvornými prvky je zcela zřejmá z uvedeného popisu jejich vlivu na mechanismus tvorby karbidů při popouštění.

Udržení vysoké tvrdosti oceli legované karbidotvornými prvky při zvýšených teplotách popouštění (550° a více) může být také usnadněno jejich zpomalovacím účinkem na koagulaci karbidů a rekrystalizaci feritu.

Dodnes je stále nejasná otázka charakteru sekundární tvrdosti při popouštění ocelí obsahujících velké množství karbidotvorných prvků. Podle některých autorů je tento jev spojen s rozkladem zbytkového austenitu, který je v takových ocelích přítomen v poměrně velkém množství. Za pravděpodobnější a v lepší shodě s experimentálními daty by však z našeho pohledu měl být považován názor, který připisuje zvýšení tvrdosti při vysokých teplotách popouštění uvolňováním jemně rozptýlených karbidových částic.

V souladu s obecným charakterem poklesu tvrdosti legované oceli při popouštění se mění i další mechanické vlastnosti (obr. 93). Jako první přiblížení lze předpokládat, že ke změně pevnosti v tahu, meze kluzu a meze úměrnosti dochází souběžně se změnou tvrdosti. Často však v první fázi popouštění lze místo poklesu pozorovat mírné zvýšení hranice úměrnosti, což může být spojeno s odstraněním zbytkových napětí v martenzitu. Změna kontrakce a prodloužení s rostoucí teplotou popouštění je téměř opakem změny

tvrdost. Změna rázové houževnatosti představuje jiný obrázek (obr. 93). Důvody k tomu jsou uvedeny v kapitole VII.

Změnu křehké pevnosti legované oceli během popouštění studovali S. T. Kishkin a S. Z. Bokshteyn, kteří prokázali, že u nízko popouštěné oceli (při 3°) legování

vede k určitému zvýšení odolnosti oceli proti roztržení a snížení její citlivosti na vrubování (s výjimkou oceli s vysokým obsahem křemíku – 2,5 %); Zvýšení obsahu uhlíku snižuje křehkou pevnost.

V práci S. Z. Bokshteyna byl stanoven komplexní průběh změny křehké pevnosti (křemíkové oceli) v závislosti na teplotě popouštění. V prvním stupni popouštění (do 400°) dochází ke zvýšení křehké pevnosti, ve druhém stupni (400 – 650°) – k jeho poklesu. Změna křehké pevnosti oceli po popouštění závisí na jejím konstrukčním stavu. Nárůst křehké pevnosti v první fázi popouštění tedy autor interpretuje jako spojený s rozkladem martenzitu a poklesem koncentrace uhlíku v něm. Pokles křehké pevnosti ve druhém stupni popouštění (nad 400°) je dán strukturálními změnami, zejména u feritu, a je spojen zejména s rekrystalizací a hrubnutím zrna. Druhým důvodem změny křehké pevnosti oceli při popouštění může být změna konfigurace karbidů v důsledku jejich koagulace (přechod z lamelárního tvaru na zaoblený). Konečně třetím možným důvodem pro změnu křehké pevnosti během popouštění může být změna velikosti krystalicko-chemických vazeb vysrážených karbidů a feritové báze.

PROKALATELNOST LEHOVANÉ KONSTRUKČNÍ OCELI

1. Vliv struktury kalené legované oceli na její mechanické vlastnosti v popuštěném stavu

Z praxe tepelného zpracování je známo, že nejlepší kombinace mechanických vlastností konstrukční oceli pro většinu případů použití ve strojírenství je dosaženo v důsledku kalení a následného vysokého popouštění. Po takovém zpracování jsou mechanické vlastnosti oceli výrazně vyšší než po jednorázovém tepelném zpracování – žíhání nebo normalizaci, a to i v případech, kdy je pevnost např. normalizované a vylepšené oceli stejná (viz kapitola VIII). Vysvětluje se to tím, že v procesu jednorázového tepelného zpracování (pokud vyloučíme případ martenzitového kalení) dochází k rozpadu podchlazeného austenitu za vzniku ferito-karbidové směsi s lamelárními karbidy. Naproti tomu po kalení a vysokém popouštění vzniká v důsledku rozkladu α-pevného roztoku (martenzitu) směs feritu a karbidu s globulární formou karbidů. Mezitím, dokonce i při stejném stupni disperze karbidové fáze, jsou mechanické vlastnosti oceli stejného složení vždy vyšší v případech, kdy karbidy přítomné v oceli mají kulovitý tvar.

V tabulce. 20 ukazuje mechanické vlastnosti a typ lomu oceli 40X po vysokém popouštění při 650 a 690°. V prvním případě popouštění předcházelo konvenční kalení a ve druhém případě izotermické kalení. Po kalení a popouštění měla ocel sorbitovou strukturu s globulárními karbidy a po izotermickém kalení a popouštění byl tvar karbidové fáze lamelární.

Od stolu. 20 je zřejmé, že první možnost zpracování poskytuje vyšší tvrdost s výrazně lepší rázovou houževnatostí a strukturou vláknitého lomu, zatímco druhé zpracování poskytuje sníženou tvrdost, nízkou rázovou houževnatost a strukturu krystalického lomu.

Autor: Správa

_ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _

Popouštění je ohřev kalené oceli na teploty pod kritickým bodem Ac1, udržování na této teplotě a následné ochlazení (obvykle na vzduchu). Kalení je konečné tepelné zpracování. Účelem popouštění je změnit strukturu a vlastnosti kalené oceli: zvýšit viskozitu a plasticitu, snížit tvrdost a snížit vnitřní pnutí.
S rostoucí teplotou ohřevu obvykle pevnost klesá, zatímco tažnost, smršťování a rázová houževnatost roste (obr. 1). Teplota popouštění se volí pro konkrétní díl.

1. Vliv teploty popouštění na mechanické vlastnosti oceli s 0,4 % C Obr
V závislosti na teplotě ohřevu se rozlišují tři druhy temperování: nízkoteplotní, středněteplotní a vysokoteplotní.
Při nízkoteplotním popouštění se kalená ocel zahřeje na 150–250 °C. Po udržení na této teplotě (obvykle 1-3 hodiny) získá dílec popuštěnou (kubickou) martenzitovou strukturu Při nízkém popuštění se částečně uvolní kalicí napětí. Pokud ocel obsahovala značné množství zbytkového austenitu, pak v důsledku jeho přeměny na kubický martenzit může tvrdost po nízkém popouštění vzrůst o 2-3 jednotky a HRC.

Rýže. 2. Struktura kalené oceli po různých typech popouštění, X500: a — středněteplotní (350-400 °C, bainit); b – vysoká teplota (450 – 600 °C, sorbitol); v — 650—700 °C
Nízké popouštění se používá pro nástrojové oceli po nauhličování, povrchovém kalení atd. Při středoteplotním popouštění se kalená ocel zahřeje na 350–400 °C. Výsledkem je struktura troostitu (bainitu). Po takovém temperování získávají výrobky kombinaci relativně vysoké tvrdosti (HRC 40-45) a pevnosti s dobrou elasticitou a dostatečnou viskozitou, proto jsou pružiny a pružiny podrobeny střednímu temperování.
Při vysokoteplotním popouštění se kalené výrobky zahřejí na 450–650 °C. Po takovém zahřátí a vhodném držení získají produkty sorbitolovou strukturu. Na rozdíl od sorbitu, který vzniká po normalizaci, kdy je cementit lamelární, po vysokém temperování získává cementit zrnitou formu (obr. 8, b). To výrazně zvyšuje rázovou houževnatost při stejné (nebo dokonce vyšší) tvrdosti ve srovnání s normalizovanou ocelí. Proto se tento typ temperování používá pro strojní součásti, které jsou během provozu vystaveny rázovému zatížení. Kalení a popouštění se často nazývá zlepšení. . Při zahřátí na 650-700 °C se získá zrnitá perlitová struktura (obr. 8, c), protože všechny difúzní procesy v legovaných ocelích probíhají pomaleji, je doba výdrže při popouštění u takových ocelí ve srovnání s uhlíkovými ocelimi delší. Karbidotvorné prvky navíc zpomalují koagulaci karbidů, v důsledku čehož zůstávají až do vyšších teplot jemně rozptýlené. To je jeden z důvodů pozorovaného jevu tzv. sekundární tvrdosti, tzn. zvýšení tvrdosti po popuštění v rozmezí 500–600 °C (pozorováno u ocelí legovaných chromem, molybdenem, vanadem a některými dalšími prvky).

Rýže. 3. Vliv popouštěcí teploty na rázovou houževnatost oceli s vysokou náchylností k popouštěcí křehkosti: 1 – rychlé ochlazení ve vodě nebo oleji; 2 – pomalé chlazení.

Proto v důsledku vysokoteplotního popouštění při stejné teplotě, a tedy se stejnou strukturou, mají legované konstrukční oceli vyšší pevnost a tažnost než oceli uhlíkové. To je jeden z hlavních důvodů pro použití legovaných ocelí pro výrobu kritických dílů, které jsou během provozu vystaveny komplexnímu namáhání.

Rázová houževnatost se obvykle zvyšuje s teplotou popouštění a rychlost chlazení po popouštění neovlivňuje vlastnosti. U některých konstrukčních ocelí je však pozorován pokles rázové houževnatosti (obr. 9). Tato vada se nazývá temperovaná křehkost. Rozlišuje se popouštěcí křehkost typu I a II.

Popouštěcí křehkost prvního typu je pozorována při popouštění v oblasti 300 °C u legovaných a uhlíkových ocelí. Nezáleží na rychlosti chlazení. Tento jev je spojen s nerovnoměrnou transformací temperovaného martenzitu. Proces probíhá rychleji v blízkosti hranic zrn ve srovnání s objemy uvnitř zrna. Díky tomu se v blízkosti hranic vytváří koncentrace napětí a hranice se stávají křehkými. Popouštěcí křehkost prvního typu je „nevratná“, tj. není pozorována ve stejných částech při opakovaném zahřívání.

Popouštěcí křehkost druhého typu je pozorována u legovaných ocelí při pomalém ochlazování po popouštění v rozmezí 450–650 °C (přerušovaná čára na obr. 9). Existuje několik vysvětlení povahy této vady. Podívejme se na ten nejčastější. Při vysokém popouštění dochází podél hranic zrn k tvorbě a uvolňování rozptýlených vměstků karbidů. Hraniční zóna je ochuzena o legující prvky. Při následném pomalém ochlazování dochází k difúzi fosforu směrem nahoru od vnitřních objemů zrna k hranicím. Zóny hranic zrn jsou obohaceny fosforem, pevnost hranic klesá a rázová houževnatost klesá. Tento defekt je podporován chrómem, manganem a fosforem (>0,001 %). Molybden a wolfram (do 0,5 %) a rychlé ochlazení po temperování (plná čára na obr. 9) snižují sklon k popouštěcí křehkosti druhého typu. Popouštěcí křehkost druhého druhu je „reverzibilní“, to znamená, že při opakovaném ohřevu a pomalém ochlazování stejných ocelí v nebezpečném teplotním rozsahu se tato vada může opakovat. Oceli náchylné k popouštěcí křehkosti druhého typu proto nelze použít pro práci s ohřevem až na 650 °C bez následného rychlého ochlazení (například matrice pro ražení za tepla).