Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 208
Скачиваний: 0
джоулева тепла при протекании электрического тока в гетерогенной
структуре |
стали [4]. Это была лишь одна из первых попыток |
дать |
|
трактовку |
неожиданного |
явления в электротермообработке стали. |
|
Интерес |
к проблеме |
аустенизации в значительной мере |
воз |
рос в связи с появлением теории так называемого бездиффузионного образования аустенита при быстром (сотни и тысячи градусов в секунду) нагреве стали, основанной на представлениях об опреде ляющей роли концентрационных и энергетических флуктуации в решетке феррита [5]. Дискуссия, в которой активное участие при няли М. Е. Блантер [6], Г. Ф. Головин [7], В. Н. Гриднев [81, А. Г. Спектор [9], В. Д. Садовский и Б. Г. Сазонов [10], Г. В. Курдюмов [11], А. П. Гуляев [12, 13] и другие исследователи, хотя и не привела к установлению единства взглядов на механизм обра
зования аустенита, |
тем не |
менее безусловно |
была полезной, так |
как с очевидностью |
указала |
на необходимость |
улучшения методики |
экспериментального исследования фазовых превращений в условиях кратковременных скоростных нагревов. В первую очередь это от носилось к методике регистрации температуры фазового превраще ния перлита в аустенит (точки Асг и Ас3) при нагреве стали со ско ростями от десятков градусов в секунду до нескольких тысяч и более, так как основные споры велись вокруг вопроса о смещении критических точек при быстром нагреве.
Вследствие несовершенства регистрирующей аппаратуры во мно гих случаях неправильно определялась температурная зависимость критической точки фазового перехода от скорости нагрева. Основы ваясь на данных термического анализа, некоторые исследователи первоначально пришли к выводу о том, что инструментально наблю даемая точка Асх не зависит от скорости нагрева [7, 8, 10], и связы вали это со «спецификой электронагрева» или с изменением механиз ма превращения. В то же время диаграммы аустенизации стали при нагреве образцов в соляных ваннах [14] справедливо критиковались в связи с тем, что в этом случае возможны искажения истинной ки нетики превращения вследствие прогрева образцов за счет тепло проводности [13—15]. Независимо от степени справедливости этой критики совершенно очевидным было, что дальнейший прогресс в изучении механизма и кинетики аустенизации возможен лишь на основе использования новых специально разработанных физических методов регистрации фазовых превращений, отличающихся высокой точностью и малой инерционностью при записи быстропротекающих процессов.
Значительным достижением в разработке методики исследова ния скоростной аустенизации явилась одновременная скоростная запись термической и дилатометрической кривых при нагреве элект рическим током проволочного стального образца, впервые осуще ствленная В. Н. Гридневым и Ю. А. Кочержинским в Институте черной металлургии АН УССР в 1952—1953гг. [16],чем по существу было положено начало исследованиям по созданию комплексных ме тодик для изучения превращений в стали при быстрых нагреве и
охлаждении. Применение быстродействующего рычажного дила тометра позволило повысить точность фиксации начала превращения а -> у, получить более достоверные сведения при нагреве со ско ростями вплоть до 2000—3000 град/сек. С помощью этой методики было подтверждено повышение точки Асх при увеличении скорости нагрева, описываемое параболической зависимостью, пологий учас ток которой расценивался как «стабилизация» критической точки. По аналогии с мартенситной точкой при закалке стали «стабили зация» воспринималась как один из признаков бездиффузионного механизма образования аустенита при нагреве со «сверхкритически
ми» |
скоростями. |
|
Сама |
по |
себе |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||
такая схема |
образования |
аусте |
t,ec |
|
|
|
|
|
|
|
5 |
|
|
||||||||
нита |
[3, |
17], заключающаяся |
в |
WOO |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||
|
|
|
4 |
|
|
|
|
|
|||||||||||||
том, что при достижении |
некото |
930 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||||||||
рой |
«критической» скорости на |
920 |
|
|
•Л |
—• |
|
|
|
|
|
|
|||||||||
|
|
«г |
|
|
|
|
|
|
|
||||||||||||
грева |
диффузионный |
механизм |
880 |
|
Т |
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||
образования |
высокотемператур |
|
|
|
2 |
|
|
|
в |
|
— |
||||||||||
ной |
фазы |
становится |
бездиффу |
840 |
|
|
|
|
|
|
|
||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
i |
|
i |
||||||||||||
зионным, |
не |
вызывала |
принци |
800 - |
|
|
|
|
|
|
|
||||||||||
|
ж- |
|
|
|
|
1 |
|
||||||||||||||
пиальных |
возражений |
и |
была |
760 |
|
|
|
f |
|
|
|
||||||||||
экспериментально |
подтверждена |
ПО |
|
Г |
|
|
|
|
|
|
|
||||||||||
на сплавах медь — алюминий и |
|
1 |
|
|
|
|
|
i |
i |
|
|
||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
железо — никель [18, |
19], а так |
|
2Ю'5 |
w12 |
4 5 810" |
2 |
|
4 |
vHl |
град/сек |
|||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||||||||
же на сплавах титан — хром |
и |
Рис. 1. Зависимость критической точки |
|||||||||||||||||||
титан — железо |
[20, 21 ]. Однако |
Aci |
стали У8 и Ас3 |
чистого |
железа от |
||||||||||||||||
на основании результатов иссле |
скорости |
нагрева |
ан: |
|
|
|
|
|
|||||||||||||
дований, проведенных на сталях |
I — з а к а л е н н о е , 2 |
— н о р м а л и з о в а н н о е |
|||||||||||||||||||
(пластинчатый перлит) |
и |
3 — |
о т о ж ж е н н о е |
||||||||||||||||||
в более |
широком интервале ско |
стали У8; |
4 |
— ж е л е з о , |
5 |
— |
с т р у к т у р н о - |
||||||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
(зернистый |
перлит) |
исходные |
состояния |
|||||||
ростей |
нагрева |
с |
применением |
свободный |
феррит |
д о э в т е к т о и д н о й |
стали; |
||||||||||||||
соответствующей |
|
корректировки |
А, Б, В — расчетные точки, |
К — точка |
сме |
||||||||||||||||
|
ны |
механизма |
аустенизации. |
|
|
|
|
||||||||||||||
температуры, |
в которых |
учиты |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||
вались инерционные |
искажения |
спая |
термопары, |
было |
установле |
||||||||||||||||
но, |
что |
критическая точка |
Асх |
непрерывно |
растет. |
Оказалось, |
что |
||||||||||||||
вид |
зависимости |
температуры |
фазового |
|
превращения |
ta^t |
|
от |
|||||||||||||
средней скорости |
нагрева va в принципе одинаков для |
|
закаленного |
||||||||||||||||||
из отожженного исходных состояний стали и соответствует |
примерно |
||||||||||||||||||||
у va |
[22], хотя темп роста температуры для отожженной |
стали всег |
да был выше (рис. 1). Теоретические расчеты, основанные на представ лении о диффузионном механизме продвижения аустенитного фрон та при непрерывном нагреве стали с перлитной структурой, поз волили математически описать полученную зависимость, а также другие кинетические закономерности аустенизации стали [23].
Таким образом, длительная эволюция понимания и трактовки одной из важнейших сторон перлито-аустенмтного превращения в стали происходила в полном соответствии с развитием эксперимен тальной техники. А это означает, что к экспериментальным резуль татам и выводам, полученным в разное время на разном уровне аппаратурных возможностей, следует относиться критически.
Поэтому авторы настоящей монографии поставили перед собой зада чу, не вдаваясь в глубокий анализ фактов и выводов, изложить совре менное понимание сущности явлений, лежащих в основе скоростной электротермической обработки углеродистой стали. Рассмотрение этого вопроса, по-видимому, целесообразно начать с аустенизации чистого железа, где картина фазового превращения а у не ослож нена диффузионными перемещениями какого-либо растворенного элемента. Предварительно напомним терминологию и определения.
В соответствии с установившейся терминологией будем понимать под скоростным нагревом процесс, совершаемый в интервале ско ростей от 10 до 2000—3000 град/сек, имея в виду при этом скорость нагрева в критическом интервале температур, т. е. в области от тем пературы равновесной критической точки Аг (для перлита) и Л 3 (для железа) до температуры, при которой отмечается инструмен тальное начало превращения. Опыт показывает, что по ряду причин скорость нагрева в критическом интервале температур примерно в два раза ниже средней скорости нагрева образца в интервале тем ператур от комнатных до температуры инструментального начала образования аустенита. Как будет показано ниже, нагрев при ско ростях до 2000—3000 град/сек не вызывает заметных инерционных искажений в измерении температуры, и поэтому осциллографическая запись термической кривой может быть использована непо средственно для определения температурного положения критиче ской точки. При более высоких скоростях нагрева возможно искаже ние показаний термопары за счет тепловой инерции спая. В этих случаях приходится вводить специальную поправку в измеряемую термопарой температуру, техника эксперимента значительно усложняется. Такой нагрев можно назвать сверхбыстрым.
Под критической точкой при быстром нагреве будем понимать некоторое условное «начало» превращения ta одной фазы в другую, которое фиксируется наиболее высокочувствительным из применя емых методов измерения. В наших исследованиях почти всегда начало отмечалось по перегибу на дилатометрической кривой нагреваемого образца, сжимающегося в момент превращения. Не сомненно, этот перегиб не фиксирует истинное начало превращения, т. е. момент появления первого зародыша новой фазы, а отражает лишь некую его стадию, доступную для регистрации принятым ме тодом исследования. Это так называемое инструментальное начало превращения будем называть критической точкой стали (или железа) при быстром нагреве. Подразумевается также, что истинная термо динамическая критическая точка, являющаяся абстрактным поня тием для стабильного сплава при любых скоростях нагрева, оста ется на уровне температур фазового равновесия, указанного в диа грамме состояния. Малейший перегрев над точкой равновесия фаз переводит систему в метастабильное состояние, и сразу возникают зародыши высокотемпературной фазы (аустенита) без какого бы то ни было подготовительного инкубационного периода, так как время ожидания появления первого зародыша у-фазы исчезающе мало
124]. Поэтому нет никакого смысла говорить об истинном перегреве над равновесной точкой. Под перегревом, обозначаемом t, будем по
нимать превышение температуры инструментального |
начала пре |
||||||
вращения |
Асх |
над температурой |
фазового равновесия |
А± — 723° С |
|||
(для перлитной точки |
Аг) |
и |
Л 3 |
= |
|
||
= 905° С |
(для |
точки |
А3 |
железа), |
|
||
т. е. разность |
Асг— Лх или |
Ас3— |
|
||||
— Л 3 , полагая |
начало отсчета тем |
|
|||||
ператур |
в точках Л х |
и Л 3 |
соответ |
|
|||
ственно. |
|
|
|
|
|
|
|
Символом tK будем обозначать температуру инструментального «конца» фазового превращения по дилатометру. Вследствие поглоще ния тепла при фазовом превраще нии а -> у термическая кривая на грева между точками ta и tK вырож дается в горизонтальную площадку, поэтому обычно эти точки совпа дают. Лишь при сверхбыстром на греве разница между ними может быть весьма значительной, особенно при нагреве стали со структурой грубого перлита. В работе [13] на основании сопоставления количест ва тепловой энергии, генерируемой в виде джоулева тепла при нагреве образца непосредственным пропус канием тока, и энергии, необходи мой для реализации эндотермиче ской реакции процесса фазового превращения перлита в аустенит, объяснена причина этого явления при быстром нагреве сталей эвтек-
тоидного состава. Трудности, с которыми приходится сталкиваться при исследовании скоростной аустенизации стали, подробно описаны в монографии И. Н. Кидина [25].
Наблюдение за инструментальными критическими точками по |
|
|
зволяет делать вполне определенные выводы об изменении кинетики |
|
|
превращений, например, в зависимости от характера исходной струк |
|
|
туры или скорости нагрева. Так, при использовании дилатометри |
|
|
ческой и сопряженной с ней термической кривых обычно в качестве |
|
|
условного начала и конца превращения принимают характерные пе |
|
|
регибы, соответствующие сжатию образца при переходе сс-у у. Такая |
|
|
комплексная методика определения критических точек значительно |
|
|
точнее, например, методики термического анализа, хотя и не поз |
|
|
воляет регистрировать |
истинное начало и конец превращения [26] |
|
(рис. 2). В тех случаях, |
когда методика определения начала и конца |
13 |
превращения в ходе эксперимента не изменяется, температурный уровень инструментальных начала и конца превращения может слу жить надежной характеристикой кинетики данного превращения (см. рис. 2).
Обсуждение вопросов о природе процесса превращения а у при быстром нагреве осложняется трудностями не только методи ческого, но и терминологического характера. Одной из причин воз никновения упоминавшейся выше дискуссии было отсутствие четкой терминологии, что затрудняло взаимопонимание. Например, при обсуждении процесса образования аустенита широко исполь зовался термин «диффузионный механизм». С нашей точки зрения, было бы целесообразно четко разграничить понятия концентрацион ного механизма превращения, который может быть как диффузион ным, так и бездиффузионным, и собственно кристаллоструктурного механизма превращения, который может быть сдвиговым (мартенситным, или кооперированным) или флуктуационным (называемым иногда нормальным или механизмом зарождения и роста).
Характер превращения обусловливает те элементарные процессы, которые составляют наибе тее медленную стадию в сложном яв лении а ->- у превращения в стали. Поскольку можно быть уверен ным, что лимитирующим звеном а -> у перехода в углеродистой ста ли является диффузионная подача углерода от цементита к растущей кромке у-фазы [27], такой процесс по концентрационному при знаку может быть отнесен к диффузионным механизмам. Превраще ние а-железа в у-железо при нагреве поликристаллического метал ла, не связанное с диффузией второго элемента и контролируемое лишь процессами самодиффузии железа, относится к бездиффузион ным механизмам [28].
Понимая под кристалл остр уктурным механизмом а-*- у пре вращения в железе те элементарные процессы, которые обусловли вают перестройку кристаллической решетки феррита в аустенит, можно четко различить два принципиально разных типа перестрой ки: упорядоченный сдвиговый переход ОЦК решетки а-фазывГЦК решетку у-фазы и рост у-фазы посредством флуктуационного присо единения атомов из разупорядоченного окружения.
Классическим примером реализуемости обоих механизмов на одном объекте может служить упомянутое исследование Зервека и Уимена [28], в котором изучалась перекристаллизация чистого же леза, взятого в виде «усов» с совершенной кристаллической струк турой. В идеальном кристалле, когда дефектность «уса» была невысокой (одна винтовая дислокация роста), превращение а ~> у происходило по сдвиговому (мартенситному) механизму. Если же в силу каких-либо причин повышалась плотность дефектов, образо вание аустенита происходило по флуктуационному механизму за рождения и роста у-фазы.
Приведенный пример служит хорошим подтверждением целесо образности классификации всех превращений по двум признакам, 14 а именно: концентрационному и кристаллоструктурному. В табл. 1