Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf

недостижимой вообще, тем более при нагреве легированных сталей. Для преодоления этих трудностей следует уменьшать скорость на­ грева и измельчать исходную структуру. Нами проведен экспери­ мент на стали мартенситного класса 40Х2НГСМ, предварительнодеформированной волочением. Свойство этой стали закаливаться в струе воздуха позволило повысить точность температурных изме­ рений при скоростном нагреве методом регистрации мартенситных точек [98]. Полученные экспериментальные данные о влиянии ско­ рости нагрева и степени деформации на аустенитообразование под­ твердили общее положение о том, что измельчение исходной структу­ ры приводит к интенсификации про­ цессов фазовогоа-> у превращения.

Подобное влияние оказывает пред­ варительная пластическая деформа­ ция на температурные условия гомогенизации аустенита (рис. 44). С увеличением степени деформации температура гомогенизации аусте­ нита понижается по сравнению с температурой гомогенизации отож­ женной стали, причем наибольшее по величине относительное сниже­ ние наблюдается при высоких ско­ ростях нагрева.

Понижение температуры гомо­ генизации стали при нагреве де­

формированных структур и изменение ее при увеличении скорости нагрева хорошо согласуются с результатами исследования влияния скорости нагрева и степени деформации на кинетику фазового а ->• у превращения. Наиболее эффективны деформации до 40—50%. Дальнейшее увеличение степени деформации меньше влияет как на температуру начала и конца а - > у превращения, так и на темпера­ туру гомогенизации стали. Постепенное исчезновение различий в условиях гомогенизации деформированной стали при увеличении скорости нагрева может быть легко объяснено тем обстоятельством, что по мере повышения скорости все больше подавляются процессы рекомбинации дефектов, приобретаемых сталью при деформации, вследствие чего изменяется кинетика процессов диффузионного пе­ ремещения элементов в аустените. Эти данные противоречат резуль­ татам исследований [99, 100], в которых отмечалась повышенная устойчивость карбидов к растворению при закалке сталей после

предварительной холодной деформации.

МЕХАНИЗМ НАСЛЕДСТВЕННОГО «ВОССТАНОВЛЕНИЯ* АУСТЕНИТНОГО ЗЕРНА

Понятие «механизм образования аустенита» весьма широкое. Оно включает в себя способ перестройки кристаллической решетки (кристаллоструктурный аспект) и способ науглероживания (концентра­ ционный аспект). При более полном объяснении этого понятия следует учитывать и другие стороны и особенности процесса аустени­ зации. В самом деле, до сих пор речь шла скорее о механизме микро­ процессов аустенизации, при этом не учитывались многие важные структурные характеристики, в частности размер зерна аустенита, определяемый методом оптической микроскопии или по излому об­ разцов. Ведь в конечном счете перлито-аустенитное превращение стали завершается формированием гомогенной аустенитной струк­ туры с зерном того или иного размера.

В. Д. Садовским и его учениками [101—107] было установлено, что далеко не всегда после завершения а -*• у перекристаллизации образуется действительно новое мелкое аустенитное зерно. Много­ летние исследования и практика термообработки показали, что очень часто крупное зерно перегретой при аустенизации легированной ста­ ли нелегко измельчить при последующей обработке. Во всяком слу­ чае повторный нагрев ее до температур выше фазовой перекристалли­ зации далеко не всегда приводил к успеху, так как вновь возникаю­ щее аустенитное зерно оказывалось таким же крупным, как и после высокотемпературной закалки. Излом стали, естественно, также был крупнокристаллическим, хрупким. Вначале причины такой «наслед­ ственности» аустенита были неясны. Но в результате многих иссле­ дований уральскими металловедами изучены условия проявления наследственности, объяснено это явление и указаны способы его устранения.

Оказалось, что структурная наследственность характерна пре­ имущественно для сталей доэвтектоидного состава, легированных карбидообразующими элементами. Крупнозернистость аустенитной структуры передавалась по наследству только в том случае, когда повторному нагреву подвергалась сталь с кристаллографически упорядоченным типом структуры — бейнитом или мартенситом за­ калки. В отожженных сталях, а также в сталях, подвергнутых высо­ котемпературному отпуску в печи (улучшенных), наследственность не наблюдается. «Восстановление» перегретого зерна наиболее четко проявляется при быстром нагреве стали (порядка сотен градусов в секунду). При более медленном нагреве (каждая сталь имеет свою переходную скорость) зерно не восстанавливается, затем снова вос­ станавливается при совсем медленном нагреве {градусы и доли гра­ дуса в минуту).

При восстановлении аустенитного зерна не только возобновляет­ ся крупнокристаллический характер структуры, но и воспроизводит­ ся форма каждого индивидуального зерна аустенита и, самое главное,

74 сохраняется кристаллографическая ориентировка старого аустенит-

ного зерна. Иными словами, создается такое впечатление, будто пере­ гретое зерно не претерпевало никаких превращений: закалки с обра­ зованием мартенситной структуры, нагрева до субкритических тем­ ператур с неизбежным распадом мартенсита и, наконец, повторного

становленном зерне появляется характерная зубчатость. Для объяс­ нения этих явлений В. Д. Садовский ввел понятие «внутризеренная текстура» (структурные элементы зерна, объединенные кристаллогра­ фической ориентировкой с небольшими, до одного градуса, отклоне­ ниями от средней ориентировки кристаллита). Внутризеренная текстура передается по наследству мартенситу при закалке стали, что объясняется кристаллографически упорядоченным характером мартенситного превращения. При повторной аустенизации внутри­ зеренная текстура обусловливает общность кристаллографической ориентировки вновь зародившихся центров аустенита в пределах старого аустенитного зерна. Вследствие их слияния в границах быв­ шего кристаллита полностью воспроизводится старое зерно как по ориентировке, так и по металлографическому виду и излому.

Восстановление аустенитного зерна при быстром нагреве кри­ сталлографически упорядоченной структуры, по мнению В. Д. Са­ довского, объясняется особым бездиффузионным характером а у превращения, т. е. сдвиговым механизмом превращения, аналогич­ ным мартенситному [107]. При умеренном нагреве сдвиговый меха­ низм не реализуется и зерно не восстанавливается. При очень мед­ ленном нагреве восстановление опять проявляется, но уже благода­ ря особому диффузионному механизму превращения легированной стали.

Не менее интересна и другая сторона проблемы восстановления зерна — устранение крупнокристалличности. Исправить крупно­ кристаллический излом, измельчить восстановленное зерно мож­ но при помощи дальнейшего перегрева крупнозернистого аустени­ та до вполне определенной температуры, зависящей от состава стали

но не восстанавливается, а поскольку нет фазового наклепа, то оно и не рекристаллизуется. Не совсем понятна в такой схеме рекристал­ лизация зерна, «диффузионно-восстановленного» при очень медлен­ ном нагреве, поскольку причин для фазового наклепа в этом случае, разумеется, еще меньше, чем при умеренном нагреве.

Иной точки зрения придерживается Н. Н. Липчин [108]. Вос­ становление зерна, по его мнению, связано с кристаллографическим

рита и карбида, которые после устранения барьерных частиц (кар­ бидов) служат центрами рекристаллизации обработки.

Структурный механизм перекристаллизации подробно исследо­ ван В. Д. Садовским и его сотрудниками. Однако во всех опубли­ кованных ими работах не рассмотрен столь важный элемент про­ цесса, как его кинетика, в значительной мере определяющаяся механизмом превращения. Действительно, интенсивный рост кри­ тической точки стали при повышении скорости нагрева связан преж­ де всего с диффузионным характером перекристаллизации. Кристаллоструктурный механизм даже в чистом железе при типично бездиф­ фузионном превращении носит флуктуационный характер, тем более

Рис. 45. Зависимость критической точки стали ЗОХГСА от ско­ рости нагрева:

флуктуационный характер должен быть свойствен диффузионному перлито-аустенитному превращению. Все это наблюдалось нами в углеродистой эвтектоидной стали, где восстановление крупного зерна никогда не отмечалось. Возможно, что в легированной доэвтектоидной стали, подверженной эффекту восстановления, кинети­ ческие закономерности окажутся настолько иными, что можно будет увидеть в них признаки особого мартенситного механизма аустени­ зации.

рием при оценке механизма служило сравнение кинетических па­ раметров аустенизации (критических точек и времени аустенизации) одной и той же стали в двух структурных состояниях: улучшенном (или даже отожженном), когда зерно не восстанавливается, и за­ каленном от температуры 1200° С, когда при скоростях нагрева ста­ лей 4Х13 и ЗОХГСА, превышающих соответственно 200 и 50 град/сек, наблюдается бездиффузионное [101, 102] восстановление зерна. На рис. 45 приведены критические точки стали ЗОХГСА при ско­ ростях нагрева 30—3000 град/сек, т. е. когда факт восстановления аустенитного зерна в закаленных сталях не вызывает сомнений.

Аналогично изменяется крити­ ческая точка стали 4X13, так как различие в ее структурном со­ стоянии не сказывается на темпе­ ратуре критической точки и тем- пературно-временной диаграмме аустенизации.

ленной стали ЗОХГСА (см. рис. 45) выше критической точки стали, отожженной и деформированной на 75% волочением, хотя мартенситного механизма аустенизации в деформированной стали не может быть. На рис. 46 кинетика аустенизации стали ЗОХГСА представлена в координатах температура — время. Для сравнения пунктиром нанесены интервалы превращения в закаленной стали 45, в которой, по данным В. Д. Садовского и Б. К- Соколова, восстанов­ ление не наблюдалось. Видно, что перегрев критической точки стали ЗОХГСА значительно больше перегрева критической точки стали 45. Это естественно для диффузионного механизма аустенизации, но плохо согласуется с возможностью мартенситного механизма пре­ вращения в стали ЗОХГСА.