ОБЪЕМНОГО И ПОВЕРХНОСТНОГО ТЕРМИЧЕСКОГО УПРОЧНЕНИЯ СТАЛЬНЫХ ИЗДЕЛИЙ

1. ЦЕЛЬ РАБОТЫ

Целью работы является освоение методики и аппаратуры коэрцитиметрического контроля качества объемной и поверхностной термической обработки стальных изделий.

2. СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

1. Изучить устройство и принцип работы коэрцитиметра КИФМ-1.

2. Определить на лабораторных образцах наличие и параметры корреляционной связи показаний коэрцитиметра и режимов закалки и отпуска сталей 20Н2М и 7Х3.

3. На лабораторных образцах смоделировать изменение глубины закаленного слоя на неупрочненной сердцевине и определить зависимость показаний прибора КИФМ-1 от глубины закаленного слоя.

4. Провести статистическую обработку и анализ результатов измерений с использованием ПЭВМ и необходимого программного обеспечения.

3. ОСНОВНЫЕ ПОЛОЖЕНИЯ

1. Структурные превращения при термообработке сталей.

В стали основными являются следующие три структуры: аустенит (A) – твердый раствор углерода в g-железе; мартенсит (М) – твердый раствор углерода в a-железе; перлит (П) – эвтектоидная смесь из одновременно образующихся феррита и карбида Fea + Fe₃C. Переход из одной структуры в другую характеризует основные превращения в сталях.

Для понимания процессов, происходящих в сталях при закалке и отпуске, необходимо рассмотреть так называемый «стальной» участок диаграммы состояний сплава железо-углерод, представленный на рис. 2. 1.

Рис. 2. 1. «Стальной» участок диаграммы состояний сплава Fe-C

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

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

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

Закалка – нагрев выше с последующим быстрым охлаждением. При медленном охлаждении аустенит распадается на феррит + цементит. С увеличением скорости охлаждения превращение происходит при все более низких температурах. Если скорость охлаждения достаточно высока и переохлаждение достаточно велико, то выделения цементита и феррита не происходит и аустенит превращается в мартенсит. При аустенитно-мартенситном превращении происходит только перестройка решетки без изменения концентрации реагирующих фаз. Углерод из раствора не выделяется, а атомы железа из решетки гранецентрированного куба перестраиваются в о. ц. к. решетку. Для кристаллической решетки мартенсита характерна тетрагональность (соотношение осей не равно единице вследствие наличия в растворе углерода), что обуславливает высокие внутренние напряжения. Кристаллы мартенсита представляют собой пластины, расположенные параллельно или пересекающиеся под определенными углами, поскольку мартенсит образуется лишь по определенным кристаллографическим плоскостям и направлениям в аустените. Размер кристаллов мартенсита тем больше, чем более однородна и совершенна структура аустенита. Превращение аустенита в мартенсит происходит в определенном температурном интервале, ограниченном точками (начало превращения) и (конец превращения). Положение точек и не зависит от скорости охлаждения и определяется химическим составом аустенита. Если точка лежит ниже нормальной температуры, то не весь аустенит превращается в мартенсит. Количество оставшегося (называемого остаточным) аустенита зависит от химического состава и условий закалки стали. Полученная в результате закалки мартенситная структура придает стали высокую твердость, хрупкость. В сравнении с отожженным состоянием существенно повышаются электросопротивление, коэрцитивная сила, снижаются магнитная проницаемость, намагниченность насыщения и остаточная индукция.

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

3. 2. Влияние структуры

на физические свойства и контроль качества термической обработки сталей

Изменение структуры сталей под влиянием термообработки в свою очередь приводит к существенному изменению их свойств.

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

Высокая твердость мартенсита объясняется тем, что элементарные кристаллические ячейки его искажены, вследствие чего пластическая деформация затруднена и образование сдвигов в мартенсите почти невозможно. Чем больше углерода в стали, тем больше искаженность тетрагональной решетки мартенсита и больше его твердость. Изложенные представления иллюстрируются представленными на рис. 2.2 экспериментальными зависимостями твердости закаленных сталей с различным содержанием углерода от температуры отпуска. Видно, что увеличение содержания углерода в стали приводит к росту твердости. Характер изменения твердости при увеличении температуры отпуска обусловлен особенностями протекания указанных выше структурных и фазовых превращений при отпуске.

Рис. 2. 2. Зависимость твердости закаленных углеродистых сталей

с различным содержанием углерода от температуры отпуска

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

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

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

, (2.1)

где – диаметр зерна;

и – константы.

Для чистого железа: A = 0,0022 (А), = 0 (А/см); для электролитического железа: = 0,004 (А), = 0,32 (А/см). Величина обусловлена, очевидно, примесями.

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

Если в ферромагнетике имеются мелкие включения пара- или диамагнитной фазы, то они препятствуют движению междоменных границ и затрудняют намагничивание. При этом уменьшается проницаемость и растет коэрцитивная сила. Расчет дает:

, (2.2)

где – намагниченность насыщения;

– объемная доля включений;

– толщина границы между доменами;

– диаметр включения.

Из формулы (2.2) следует, что коэрцитивная сила зависит как от общего объема включений, так и от степени их дисперсности. Причем, при коэрцитивная сила увеличивается вместе с растущим диаметром включения. В случае величина падает при увеличении . Таким образом, коэрцитивная сила имеет максимум при , что подтверждается экспериментальными данными. Если не меняется, то прирост коэрцитивной силы должен определяться объемом включений, то есть величиной .

Из всего вышесказанного следует, что, изменяя фазовое состояние и структуру сплавов, можно в широком диапазоне изменять их свойства. Фазовое состояние можно изменять путем изменения химического состава сплавов и режимов термической обработки (например, в результате закалки углеродистых сталей происходит фазовое превращение перлита в мартенсит и в остаточный аустенит). Структуру сплавов можно менять термической, деформационной, термомагнитной или другими обработками.

По изменению фазо- и структурно чувствительных магнитных свойств в ряде случаев можно судить о фазовых превращениях и изменении структуры сталей после различных воздействий, а также о соответствующем изменении механических свойств стальных изделий.

Рассмотрим, например, возможности контроля качества термической обработки стали 75Г. На рис. 2. 3 приведены зависимости магнитных свойств и твердости этой стали от температуры закалки и температуры отпуска. Температура этой стали равна примерно 720 °С. Как видно из рис. 2.3а, увеличение температуры закалки в диапазоне (700–820) °С сопровождается монотонным увеличением твердости (HRC), коэрцитивной силы ( ), релаксационной коэрцитивной силы ( ) и изменения намагниченности на кривой возврата от коэрцитивной силы ( ). В этом же интервале температур закалки монотонно уменьшаются намагниченность насыщения ( ) и магнитная восприимчивость на кривой возврата от коэрцитивной силы ( ). Указанное изменение свойств при увеличении связано с измельчением мартенситной структуры и повышением уровня внутренних напряжений, а также с появлением и увеличением количества остаточного аустенита. Увеличение температуры закалки более 850°С практически не влияет на физико-механические свойства этой стали. Наиболее вероятным видом брака в этом случае является неконтролируемое снижение температуры закалки («недогрев»). Наиболее просто такой брак обнаружить по низким значениям коэрцитивной силы стали, прошедшей операцию закалки.

Рис. 2.3. Зависимость магнитных свойств и твердости стали 75Г от температур закалки (а) и отпуска (б)

Контролировать качество отпуска закаленной стали значительно труднее. Как видно из рис. 2. 3б, только твердость монотонно падает во всем диапазоне температур отпуска. В этом случае для контроля отпуска в различных температурных интервалах следует использовать различные магнитные параметры. Контроль низкотемпературного отпуска (до 300°С) осуществляют по коэрцитивной силе. Контроль среднетемпературного отпуска (300–500)°С возможен по величине остаточной намагниченности вещества . Контроль отпуска в интервале температур (300–600)°С возможен по изменению намагниченности на кривой возврата от коэрцитивной силы . Контроль отпуска во всем возможном интервале температур возможен лишь с использованием многопараметровой структуроскопии, т. е. при совместном использовании нескольких магнитных параметров контроля. Для стали 75Г такими параметрами являются величины и . В этом случае для определения значений твердости по совокупности экспериментальных результатов должно быть определено (т. е. должны быть рассчитаны коэффициенты ) и в дальнейшем использовано линейное регрессионное уравнение вида:

. (2.3)

Для других сталей возможны более сложные ситуации, когда приходится использовать не два, а больше параметров и более сложные регрессионные выражения.

3. 3. Контроль качества поверхностного упрочнения стальных изделий

Поверхностное упрочнение стальных изделий проводится для повышения их износостойкости и сопротивления усталостному разрушению. Для этого используются различные виды обработок: поверхностный наклеп (дробеструйная обработка, накатка роликами и т. д.), цементация, азотирование, цианирование, поверхностная закалка.

При поверхностном наклепе, т. е. при холодной пластической деформации поверхностного слоя, упрочнение происходит благодаря существенному повышению плотности дислокаций, что снижает возможность их движения и возможность образования новых дислокаций. Появляющиеся на поверхности сжимающие напряжения повышают сопротивление усталостному разрушению.

При цементации поверхностный слой стали насыщается углеродом, в результате чего в низкоуглеродистой стали, используемой для цементации, после закалки образуется прочный высокоуглеродистый поверхностный слой при относительно мягкой и вязкой сердцевине изделия. Скорость диффузии углерода в феррите наименьшая, в аустените наибольшая, поэтому процесс цементации проводят при температурах выше (900 970)°С. Поскольку цементация является диффузионным процессом, то увеличение температуры цементации сопровождается увеличением глубины слоя, а содержание углерода в поверхностном слое будет определяться пределом растворимости углерода в аустените при данной температуре согласно диаграмме Fe-C. После охлаждения до комнатной температуры насыщенная углеродом (С > 0,8 0,9 %) поверхностная зона имеет структуру заэвтектоидной стали (перлит + цементит), глубже находятся эвтектоидная зона (С = 0,8 %) и доэвтектоидная зона (С < 0,7 %), которые плавно переходят в структуру сердцевины. За техническую глубину цементированного слоя обычно принимают сумму заэвтектоидной, эвтектоидной и половины доэвтектоидной зон. Иногда за глубину слоя принимается расстояние от поверхности до первых участков феррита. Необходимый уровень эксплуатационных свойств достигается закалкой цементированных изделий с последующим низкотемпературным отпуском, после которых в поверхностном слое получается высокоуглеродистый мартенсит с высокой твердостью и износостойкостью, а в сердцевине – низкая твердость и высокая вязкость.

Поверхностную закалку проводят после нагрева поверхности вихревыми токами, возникающими в металле при помещении его в переменное электромагнитное поле высокой частоты. Глубина проникновения токов в системе СИ определяется следующим выражением:

, (2.4)

где – частота электромагнитного поля;

– магнитная проницаемость;

– удельное электросопротивление.

Вследствие неравномерного нагрева в сечении закаленного изделия можно выделить три зоны: 1) поверхностно упрочненный слой (нагревается выше , после охлаждения имеет мартенситную структуру); 2) переходный слой (нагревается до < T_нагр < , структура меняется от мартенситной до феррито-перлитной); 3) исходная структура сердцевины (нагрев ниже , поэтому структурных превращений практически не происходит). Глубина слоя оценивается по изменению твердости (0, 8 от значения твердости на поверхности) или металлографически от поверхности до участков с 50 % мартенсита в структуре. Глубина, конфигурация и свойства закаленного слоя зависят от характера нагрева и охлаждения, от геометрии изделия и формы индукторов. Таким образом, для аттестации изделия в ряде случаев требуется определять не только глубину слоя, но и его твердость, и расположение слоя на изделии, что требует разработки измерительных преобразователей с большой локальностью.

В основе неразрушающих методов контроля параметров упрочненных слоев лежит различие в физических свойствах слоя и сердцевины изделия. Чем больше это различие, тем более достоверным и надежным будет метод контроля.

При закалке с нагрева ТВЧ коэрцитивная сила закаленного слоя в 2–4 раза больше коэрцитивной силы сердцевины изделий. Различие между коэрцитивными силами цементированного слоя и сердцевины достигает наибольшего значения после закалки и доходит до 10 раз. Однако контроль цементированных слоев осложняется большей, чем для закаленных слоев, протяженностью переходной зоны и наличием в структуре упрочненного слоя остаточного аустенита.

Определение параметров упрочненных слоев возможно за счет проникновения магнитного и электромагнитного полей на заданную глубину. Это может быть достигнуто двумя способами:

1) намагничивание изделия в постоянных магнитных полях при помощи намагничивающих устройств определенной конфигурации и определение магнитных характеристик усредненных в заданном промагничиваемом объеме;

2) применение для намагничивания контролируемых изделий переменных электромагнитных полей необходимой частоты.

Вследствие высокой структурной чувствительности для определения глубины и прочностных характеристик упрочненного слоя широко используются коэрцитиметрические методы. Глубина проникновения магнитного потока в изделие в основном зависит от формы и размеров приставного электромагнита. Например, изменяя для П-образного электромагнита площадь сечения полюсов, расстояние между ними и высоту полюсов, можно получить различную глубину проникновения магнитного потока в изделие.

По экспериментальным данным, полученным на поверхностно закаленных массивных изделиях, построена в относительных единицах обобщенная кривая зависимости показаний для П-образных приставных электромагнитов различных размеров, на которой выделено четыре участка (рис. 2. 4).

Рис. 2. 4. Обобщенная зависимость относительных значений показаний коэрцитиметра от относительных значений глубины закаленного слоя

( – показания коэрцитиметра на полностью закаленном изделии)

1. Глубина закаленного слоя находится в пределах от нуля до ( – площадь поперечного сечения полюса приставного электромагнита). Показания коэрцитиметра практически постоянны и зависят только от коэрцитивной силы сердцевины.

2. Глубина слоя меняется от до . Показания коэрцитиметра зависят от коэрцитивной силы и глубины закаленного слоя. По мере увеличения глубины закаленного слоя показания коэрцитиметра растут, так как увеличивается доля магнитотвердой фазы в промагничиваемом объеме и, следовательно, среднее значение коэрцитивной силы промагниченного объема. Величина является предельной контролируемой глубиной закаленного слоя.

3. Глубина слоя меняется от до . Показания коэрцитиметра определяются главным образом коэрцитивной силой закаленного слоя и слабо зависят от изменения его глубины и изменения свойств сердцевины.

4. . Показания коэрцитиметра зависят только от коэрцитивной силы закаленного слоя.

Обобщенная кривая позволяет выбрать необходимую площадь сечения полюса электромагнита, а также оценить возможности электромагнита с известным сечением полюсов .

На показания коэрцитиметра на «рабочем» участке 2, кроме толщины закаленного слоя, оказывает влияние величина коэрцитивной силы самого слоя и коэрцитивной силы сердцевины. Влияние исходной структуры (сердцевины) учитывают путем измерений показаний коэрцитиметра на незакаленном участке изделия или путем предварительного, то есть до термообработки, определения на контролируемом участке изделия с последующим использованием выражения:

, (2.5)

где – показания коэрцитиметра при контроле поверхностно упрочненного изделия;

и – эмпирически определяемые коэффициенты, зависящие от конструкции и конфигурации приставного электромагнита и формы контролируемого участка изделия.

Контроль прочностных свойств закаленного слоя можно осуществить при малой (меньше ) глубине проникновения магнитного потока в изделие. При этом также необходимо учитывать влияние исходной структуры.

4. МЕТОДИЧЕСКИЕ УКАЗАНИЯ

1. Изучить данное руководство.

2. По паспорту коэрцитиметра КИФМ-3М изучить устройство и работу приставного преобразователя и измерительного блока коэрцитиметра.

3. Используя датчик с сечением полюса 12x28 мм², провести измерения относительной величины коэрцитивной силы на образцах из сталей 20Н2М и 7Х3, закаленных и отпущенных при различных температурах. Измерения на каждом образце повторять не менее 3 раз на различных гранях и определять среднее значение показаний коэрцитиметра.

4. Используя закаленные и отожженные пластины из стали 45, смоделировать изменение толщины закаленного слоя на магнитомягкой сердцевине и снять зависимости показаний коэрцитиметра от толщины (глубины) закаленного слоя для двух значений толщины сердцевины и двух типоразмеров приставных электромагнитов.

5. Используя статистические методы обработки результатов измерений, оценить возможность и границы применимости коэрцитиметрического контроля термообработки и параметров закаленных слоев стальных изделий.

5. СОДЕРЖАНИЕ ОТЧЕТА

1. Структура отчета:

ü название и цель работы;

ü краткие теоретические сведения о связи коэрцитивной силы со структурой и составом сталей;

ü устройство и принцип работы коэрцитиметра КИФМ-3М;

ü результаты экспериментальных исследований (таблицы результатов измерений, графики зависимостей показаний коэрцитиметра от режимов термообработки сталей и глубины закаленного слоя);

ü заключение.

2. Отчет представляется на бумаге формата А4. Рисунки и формулы должны быть выполнены разборчиво с использованием компьютерных технологий.

3. В отчете должно быть указано программное обеспечение, использованное для обработки результатов измерений.

6. КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ

1. Основные структуры в сталях.

2. Изменения структуры стали при различных видах термической обработки.

3. Влияние структурных превращений на прочностные и магнитные свойства сталей.

4. Физические основы магнитного контроля параметров упрочненных слоев на стальных изделиях.

5. Принцип работы коэрцитиметра с приставным электромагнитом.

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1. Гуляев А. П. Металловедение. М.: Металлургия. 1977.

2. Михеев М. Н., Горкунов Э. С. Магнитные методы структурного анализа и неразрушающего контроля. М.: Наука. 1993.

3. Кузнецов И. А. Магнитный структурный анализ. Свердловск: Изд-во УрГУ. 1984.

4. Неразрушающий контроль металлов и изделий. Справочник. / под ред. Г. С. Самойловича. М.: Машиностроение, 1976.

5. Четыркин Е. М., Калихман И. Л. Вероятность и статистика. – М.: Финансы и статистика, 1982. – 319 с.

ПРИЛОЖЕНИЕ: паспорт коэрцитиметра КИФМ-1, таблица данных термообработки и результирующей твердости сталей 7Х3 и 20Н2М.