Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 251
Скачиваний: 0
С. С. Дьяченко [151] наблюдала образование метастабильного аустенита в закаленной или деформированной доэвтектоидной стали при умеренном нагреве. После некоторой выдержки в меж критическом интервале температур (десятки минут) избыточная часть аустенита распадалась. Но совершенно неожиданным являет ся то обстоятельство, что аналогичная картина метастабильной аустенизации наблюдается не только в сталях с исходной дефект ной структурой, но и в равновесных отожженных сталях, правда, при достаточно быстром нагреве. Так, В. Н. Гриднев еще в 1946 г. обнаружил, что структура отожженной стали 40 в первые минуты после нагрева в соляной ванне до температуры 780° С соответствует фигуративной точке на диаграмме состояния, в ней отмечались участки структурно-свободного феррита. Однако во время изотер мической выдержки при 780° С количество феррита постепенно уменьшалось и по истечении 30 мин структурно-свободный феррит полностью исчез, т. е. произошла почти полная аустенизация до эвтектоидной стали в двухфазной области температур, что, как известно, означает неравновесность состояния. При дальнейшей
выдержке в течение 2—3 ч |
наблюдался обратный процесс — рас |
пад избыточного аустенита |
с выделением феррита в соответствии с |
диаграммой состояния. Таким образом, наблюдавшийся в работе [151] избыточный аустенит в доэвтектоидной стали с неравновесной структурой в двухфазном интервале температур В. Н. Гридневым был обнаружен в отожженной стали. Кажущаяся парадоксаль ность этого факта объяснима: неравновесность состояния стали в последнем случае была обусловлена фазовым наклепом при быст ром нагреве в соляной ванне. Фазонаклепанный структурно-сво бодный феррит во время выдержки при температуре 780° С разупрочнялся, что в соответствии с изложенными выше соображениями при водило к появлению метастабильного аустенита. Таким образом, для образования метастабильного аустенита достаточно нестабиль ности структуры, являющейся следствием, например, деформации, закалки или фазового наклепа при самом нагреве. Во всех этих случаях диаграмма метастабильных превращений имела своеобраз ный вид: линии GSE и РК были смещены вниз по сравнению с равновесной диаграммой. Иными словами, при помощи этой диа граммы можно установить причину образования избыточного аусте нита в фазонаклепанной стали 40.
Рассмотренные случаи образования метастабильного аустенита при разных условиях нагрева стали с дефектной структурой (или приобретающей дефектность в результате фазового наклепа) не только являются яркими примерами необычных явлений, возни кающих при аустенизации, но и свидетельствуют о том, что при аустенизации протекают такие процессы, которые не укладываются
врамки диаграмм фазовых равновесий и которые можно выделить
вспециальную область метастабильных превращений. Очевидно, круг процессов, подчиняющихся законам метастабильных превра
щений, столь же широк, как и круг обычных равновесных превра- |
щ |
щений, поэтому о метастабильных превращениях можно говорить как о самостоятельной широкой области физического металлове дения, выяснение важнейших закономерностей в которой состав
ляет |
предмет дальнейших исследований. |
|
|||
В |
заключение |
отметим, |
что |
образование |
обнаруженного |
С. С. Дьяченко [151] метастабильного |
аустенита |
нельзя связать с |
|||
«бездиффузионным» |
механизмом, |
поскольку концентрационный со |
став его, по данным работы [152], близок к эвтектоидному.
ДИЛАТОМЕТРИЧЕСКИЕ ИЗМЕНЕНИЯ В ДЕФОРМИРОВАННОЙ СТАЛИ ПРИ СКОРОСТНОМ ОТЖИГЕ
Эффекты наследования играют очень важную роль в процессах упрочнения стали при помощи электротермомеханической обра ботки [161—166]. Однако вопрос о наследовании -у-фазой дефектной структуры а-фазы не изучен.
Скоростной нагрев предварительно деформированной стали со провождается характерными явлениями, которые могут служить
удобным |
индикатором |
процессов отжига в а- и |
у-фазах |
и при |
|
а |
у превращении, |
а также экспериментальным |
подтверждением |
||
эффекта |
наследования. Из всех структурно-чувствительных |
харак |
теристик нами были избраны для измерения именно такие, которые легко регистрируются в процессе непрерывного нагрева. Это темпе ратура начала фазового а -у у превращения, которая, как было показано выше, снижается с увеличением степени деформации при постоянной скорости нагрева [128], и дилатометрический эффект сжатия при а ->- у переходе, зависящий при быстром нагреве от степени дефектности стали непосредственно перед превращением.
Напомним, что аномальное изменение дилатометрического эффекта |
||
а -*• у превращения при быстром |
нагреве деформированной |
стали |
связывалось с отжигом дефектов |
непосредственно в процессе |
пре |
вращения. Весьма чувствительным индикатором степени завершен ности отжига является изменение остаточной длины образца после скоростного отжига. Известно, что деформированная стальная проволока обычно находится под действием сжимающих осевых на пряжений, в результате релаксации которых при отжиге увеличивает ся ее длина. Количественное изменение величины релаксировавших напряжений I рода по данным измерения длины проволочных образ цов определялось нами для того, чтобы изучить явление наследова ния у-фазой дефектной структуры а-фазы.
Эксперимент был поставлен на малоуглеродистой стали 08кп и стали У9, в которой фазовые превращения при скоростном нагре ве изучены достаточно полно. Образцы деформировались холодным волочением для получения суммарных обжатий от 10 до 86% через каждые 10% при конечном диаметре образца 1,5 мм. Для исследова-
Н2 ния были выбраны три исходные структуры с различным межплас-
а |
5 |
Рис. 72. Схема |
эксперимента — а и осциллограммы нагрева стали — б: |
1, 2 —- соответственно дилатометрическая и термическая кривые, Ah. — остаточ ное у д л и н е н и е о б р а з ц а , Д / — дилатометрический эффект фазового превращения .
тиночным расстоянием. Первая группа образцов изготовлялась элект роотпуском закаленной стали до 550° С со скоростью 500 град/сек, вторая — нормализацией от 9о0° С, третья — отжигом в печи для получения грубопластинчат#го перлита. В результате были полу
чены структуры со средние |
межплас |
ft/o\ |
|
|
|
|
|
|
|
|
У |
t- |
|
|||||||||
тиночным расстоянием |
соответственно |
|
|
|
|
1 |
|
|
|
|
||||||||||||
0,05; |
0,17 и 0,3 |
мк |
[124]. |
|
|
15.3 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||||
Образцы |
строго |
фиксированной |
|
|
|
|
|
|
/ I м |
- |
|
|
||||||||||
длины (100 мм) нагревались на уста |
• 13,5 |
|
|
|
|
|
|
|
||||||||||||||
новке для комплексного исследования |
|
|
|
|
|
|
/ |
|
... |
|
|
|||||||||||
металлов |
и сплавов [136] |
до различ |
11,7 |
|
|
|
|
u |
|
|
|
|
|
|||||||||
ных температур в областях |
существо |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||||||||
вания а- |
и у-фаз, затем охлаждались |
3,9 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||||||||||
на воздухе до комнатной температуры |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||||||
и повторно нагревались в аустенитную |
8,1 |
|
|
|
A Ь |
4 |
||||||||||||||||
область. |
Средняя |
скорость |
нагрева |
В.З |
|
|
|
|||||||||||||||
составляла |
1000 град/сек. |
Схема экс |
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||||||
перимента и осциллограммы представ |
4,5 |
|
/ 7 , |
|
|
|
|
VIS |
||||||||||||||
лены |
на |
рис. 72. Как следует из дила- |
|
|
|
|
|
|||||||||||||||
тограмм, при скоростном нагреве де |
27 |
|
'IS |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||||
формированных |
образцов |
и |
последу |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||
ющем их |
охлаждении |
до |
комнатных |
0,9 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||
температур |
- увеличивается |
конечная |
200 |
400 |
600 |
800 |
1000 |
12Щ1 |
||||||||||||||
длина образца, при этом величина |
||||||||||||||||||||||
Рис. |
73. |
Зависимость |
|
относи |
||||||||||||||||||
необратимого удлинения Ah с повы |
|
|||||||||||||||||||||
шением температуры возрастает, чем |
тельного |
увеличения |
|
конечной |
||||||||||||||||||
подтвержда|ется |
предположение о на |
длины |
образца |
при |
скоростном |
|||||||||||||||||
отжиге деформированной |
стали |
|||||||||||||||||||||
личии |
сжимающих |
осевых |
напряже |
08кп |
|
от |
температуры |
|
нагрева, |
|||||||||||||
ний I рода. На рис. 73 |
показан при |
рн = |
1000 |
град/сек: |
|
|
|
— д е ф о р |
||||||||||||||
рост длины образца |
деформированной |
о б л а с т я х а - |
и v-фаз, /—8 |
|
||||||||||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
о,' • |
— нагрев |
соответственно |
в |
||||||||||
стали |
08кп |
при |
нагреве |
до различ |
мация |
|
с суммарным о б ж а т и е м соот |
|||||||||||||||
ных температур. Заштрихованная об |
ветственно |
10; |
30; |
40; |
50; |
60; |
70; |
80; |
||||||||||||||
86%. |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
ласть — интервал температур начала фазового превращения, зависящего, как известно, от степени холод
ной пластической деформации. Правая граница заштрихованной
8 3-2ПО
области соответствует температуре фазовой перекристаллизации отожженной стали, а левая — стали, деформированной на 86% суммарного обжатия.
Определив остаточное удлинение образца, можно было вычислить среднюю величину напряжений I рода о по формуле
|
|
|
|
|
|
|
|
а= |
~ Е , |
|
|
|
|
|
(66) |
||
где Ah — остаточное |
|
|
|
|
'о |
|
|
|
|
|
|
|
|||||
удлинение, |
/0 •— исходная |
длина |
образца, |
||||||||||||||
Е — модуль нормальной |
упругости |
материала образца. На рис. 74 |
|||||||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
и*. |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
'А |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
у' |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
«Г' |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
4J |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
/г |
Г |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
м |
|
|
|
|
|
|
||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
1 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
300 |
500 |
700 900 |
1100 t,°C |
J00 |
500 |
700 900 |
1100 t°C |
|
|
|
|
|||||
|
|
|
|
а |
|
|
|
|
|
|
В |
|
|
|
|
|
|
Рис. |
74. |
Релаксация |
напряжений первого рода при скоростном отжиге де |
||||||||||||||
формированной стали У9, |
vH |
= |
1000 град/сек. |
|
Исходное |
состояние |
перед |
||||||||||
деформацией: |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
а — э л е к т р о о т п у с к до |
550° |
С, |
» н |
= |
500 |
град/сек, |
б |
— н о р м а л и з а ц и я , |
в |
— |
печной |
||||||
отжиг; |
|
о, |
• |
нагрев |
соответственно в о б л а с т я х |
а- |
и 7-фаз; / , |
2,3, |
4 |
— |
д е ф о р |
||||||
мация с |
суммарным о б ж а т и е м |
соответственно 10, 20, |
30 и 86%. |
• |
|
|
|
||||||||||
|
— |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
приведены |
результаты |
измерения |
релаксировавших, |
напряжений |
в стали У9, вычисленных по данным измерения остаточной длины после отжига до различных температур для всех трех исходных перед деформацией структурных состояний. Можно бтметить сле дующие особенности. По мере возрастания температуры отжига как в области а-фазы, так и в области у-фазы величина редактировавших в образце напряжений постепенно увеличивается, примем это уве личение зависит от степени предварительной пластической де формации и структурного состояния стали перед деформацией. Остаточное удлинение и, следовательно, напряжения I рода тем больше, чем выше дисперсность карбидной фазы в исходной струк туре. Далее, на всех кривых отчетливо виден скачок релаксировав ших напряжений в образце при переходе через температурный ин тервал аустенитного превращения. Можно различит* три этапа,
характеризующих процесс снятия |
наклепа, а имен;но: нагрев в |
области существования а-фазы, а |
у переход и нагрей в аустенит- |