Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 255
Скачиваний: 0
ной области. Увеличение степени деформации существенно влияет на все три этапа, однако в качественном отношении картина в це лом не изменяется. Увеличивается темп роста кривых в областях а- и у-фаз, а также скачок при переходе через температурный интер
вал фазового а |
у превращения. Линейное |
изменение |
остаточной |
длины образца |
при отжиге в области а-фазы (см. рис. 74) |
и частично |
|
в области у-фазы еще раз подтверждает, что |
изменение |
длины Ah |
является результатом релаксации напряжений именно I рода,
уравновешенных |
|
в деформированном образце в упругой области. |
||||||||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
Сопоставив |
данные обо всех |
изученных |
|||||||||
|
|
|
|
|
|
|
состояниях, можно отметить, что электро- |
|||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
отпущенная сталь после деформации ха |
|||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
рактеризуется |
наибольшими |
величинами |
|||||||||
|
|
|
|
|
|
|
сжимающих напряжений I рода. В стали, |
|||||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
Щ |
|
|
|
|
|
|
|
|
1—0—» |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
780\ |
|
|
|
|
|
|
|
|
||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
760 |
|
|
|
|
|
к |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
S0O1 |
|
|
|
|
|
|
||
|
|
|
|
|
|
|
|
740 |
|
|
|
•С |
|
|
|
|
||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|||
200 |
400 |
S00 |
800 WOO tfC |
720 |
100 |
500 |
700 |
900 |
ООО |
t°C |
||||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||
Рис. 75. |
Влияние |
температуры |
Рис. 76. Зависимость температуры начала |
|||||||||||||||
предварительного |
скоростного |
аустенитното |
превращения |
от |
температу |
|||||||||||||
отжига и степени деформации на |
ры предварительного |
отжига. Сталь |
У8, |
|||||||||||||||
величину |
|
дилатометрического |
деформация 86%, vH |
= |
1000 |
град!сек. |
|
|||||||||||
эффекта |
а -» у |
превращения |
в |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||
стали У 9 , у н = |
1000 |
град/'сек; |
о, |
деформированной после нормализации, |
||||||||||||||
• — нагрев |
соответственно |
в |
они несколько меньше, |
а |
в |
стали с |
||||||||||||
областях а- |
и |
у-фаз; |
1, |
2, 3 |
— |
|||||||||||||
деформация с суммарным |
обжа |
грубопластинчатым |
цементитом перед |
|||||||||||||||
тием соответственно |
10, |
30 |
и |
деформацией |
минимальные. Таким об |
|||||||||||||
86%; |
|
|
— отожженное |
разом, |
существует |
определенная |
ка |
|||||||||||
состояние. |
|
|
|
|
|
|
чественная |
связь |
между |
|
исходной |
|||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||||||||
структурой стали |
и |
уровнем |
напряжений |
|
I рода в |
ней, |
возникаю |
щих при последующей холодной пластической деформации: чем выше дисперсность карбидной фазы в исходной структуре, тем выше уровень возникающих при деформации напряжений I рода.
Следует подчеркнуть, что дефектная напряженная структура, сформированная в результате пластической деформации, п.ри быст ром нагреве в значительной степени наследуется аустенитом, о чем свидетельствует продолжающийся прирост длины образца в области у-фазы. Только при нагреве до температур 1100—1200° С в изменении остаточной длины наблюдается стабилизация, что является доказательством полной рекристаллизации аустенита, ликвидирующей последствия деформации (см. рис. 73, 74). Анало гичный вывод можно сделать и на основании результатов измере ния величины дилатометрического эффекта а -> у превращения при повторном нагреве (рис. 75). Как известно [128], при пластической деформации в стали увеличивается дилатометрический эффект а ->- у фазового перехода по сравнению с дилатометрическим
8*
эффектом в отожженной стали. Скоростной отжиг (см. рис. 75) умень шает эту разницу, сводя ее к нулю при нагреве до температур ре кристаллизации аустенита. Характерно, что температурные интер валы уменьшения дилатометрического эффекта а -у у превращения и релаксации напряжений I рода совпадают. Это свидетельствует об идентичности их природы, а также служит достаточно убедитель ным подтверждением наследования 7-фазой дефектной структуры а-фазы.
Поскольку повышенная плотность дефектов, сохраняющаяся к моменту начала фазового превращения, является причиной изме нения кинетики, а значит, и температурных условий этого превра щения, нами была поставлена задача проследить, как изменяется температура начала фазового превращения в зависимости от измене ния температуры предварительного скоростного отжига. На рис. 76
приведены данные об изменении точки |
Ас1 |
деформированной |
||
(86%) |
стали. Как видно, принципиальных расхождений сданными, |
|||
приведенными на рис. 74 и 75, нет. Так как температура |
превра |
|||
щения |
является менее чувствительной характеристикой по |
сравне |
||
нию с |
дилатометрическими измерениями, нам не удалось |
зафик |
||
сировать изменение температуры точки Асг |
при |
предварительном |
отжиге образцов в области а-фазы. Тем не менее при переходе через интервал фазовой перекристаллизации наблюдается резкий ска чок в изменении температуры а ->• у превращения и при дальней шем увеличении температуры отжига удается фиксировать изме нения температуры, связанные с отжигом дефектов при нагреве стали в области у-фазы вплоть до момента завершения рекристал лизации аустенита. Несмотря на сравнительно большую погреш ность измерений, по полученной термической кривой можно судить о влиянии предварительной пластической деформации на темпера турные интервалы отжига дефектов. Как было показано на рис. 62, предварительный скоростной отжиг в интервале докритических температур (650—680° С) не вызвал заметного изменения темпера туры а у превращения, кривая 2 лишь незначительно сместилась в область повышенных температур по сравнению с кривой /. В то же время скоростной отжиг при переходе через зону фазовой перек ристаллизации приводит к резкому смещению всей кривой вверх
по температурной шкале (кривая 3), а отжиг до температур |
1150— |
||||||
1200° С в |
основном |
полностью |
восстанавливает |
температуру |
|||
а |
у превращения до величин, характерных |
для недеформирован- |
|||||
ной |
стали. |
|
|
|
|
|
|
|
Вполне |
естественно, |
что при |
скоростном |
нагреве |
в |
области |
а-фазы не полностью подавляется процесс отжига дефектов, воз никших при холодной пластической деформации. Поэтому дефек ты и наследуются у-фазой. Полученные нами экспериментальные данные пока не позволяют конкретно указать количество и вид дефектов, наследуемых аустенитом, однако они в значительной сте пени проливают свет на явление наследования при быстром на греве.
ДИАГРАММЫ ПРЕИМУЩЕСТВЕННЫХ РЕЖИМОВ
Широкое внедрение в промышленность электронагрева под закалку потребовало пересмотра некоторых технологических норм, установ ленных многолетней практикой термообработки сталей. Оказалось, что температура нагрева под закалку, в частности, должна быть тем выше, чем больше скорость нагрева. Одновременно расширяет ся и температурный интервал, при закалке из которого получают структуры нормально закаленной стали. Правильно определить режим нагрева под аустенизацию с учетом исходной структуры и ско рости нагрева можно лишь при помощи соответствующих диаграмм преимущественных режимов (ДПР), в которых для различных ско ростей нагрева указываются зоны недогрева, нормальной закалки и перегрева [25]. В практике электротермической обработки ста лей ДПР строятся главным образом на основании металлографи ческого анализа структурных состояний, которые формируются при нагреве и изучаются после охлаждения стали до комнатных тем ператур. Одновременно для оценки работоспособности этих струк тур в условиях эксплуатации измеряются некоторые физические и механические характеристики. На рис. 77 приведены ДПР для отожженных на зернистый перлит и закаленных сталей 38ХА и ШХ6. Изучение закаленного исходного состояния дает возможность оценить роль дисперсности структуры при выборе режима электро нагрева, так как при электронагреве предварительно закаленной стали скорость растворения карбидов резко возрастает, что по зволяет заметно снизить температуру повторной закалки. Основ ными критериями нормальной закалки стали при составлении указанных диаграмм служили твердость, микроструктура и вид из лома стали, а критерием перегрева — микроструктура и вид изло ма, так как твердость закаленной после электронагрева стали, как правило, не превышала норму даже в тех случаях, когда при из ломе обнаруживались явные признаки перегрева. Приведенные диаграммы свидетельствуют о том, что вид исходной перед элект ронагревом структуры является важнейшим параметром, учет ко торого обязателен наряду с такими параметрами, как скорость нагрева и температура, причем высокие скорости нагрева усилива ют влияние структурного фактора. Это означает, что при исполь зовании высоких скоростей нагрева следует строить ДПР для раз личных структурных состояний. Построение таких диаграмм сопряжено с определенными трудностями, состоящими в примене нии весьма трудоемкого металлографического метода исследования.
Для построения ДПР можно применить комплексный метод исследования, который позволяет в процессе нагрева и охлажде ния стали непрерывно фиксировать дилатометрическую, термиче скую и магнитометрическую кривые [136]. При помощи этого метода удается быстро и надежно получать характерные точки на ДПР, кроме значений температуры, превышение которых при нагрезе
приводит к перегреву или пережогу стали. Не исключая полностью металлографических исследований, он дает возможность проводить их более целенаправленно, уменьшая тем самым время, затрачивае мое на построение ДПР. Начало и конец фазовой перекристаллиза ции легко определяются благодаря характерным перегибам на дилатометрической кривой, а температура гомогенизации — мето-
5
Рис. 77. Диаграммы преимущественных режимов нагрева при электрозакалке:
о, б — соответственно стали 3 8 Х А |
и Ш Х 6 ; |
/ , / / |
— о т о ж ж е н н о е |
и з а к а л е н н о е исходные |
|||
с о с т о я н и я ; |
/ — з о н а |
закалки |
при |
медленном |
нагреве, 2, 3, |
4 — з о н ы соответственно |
|
недогрева, |
закалки и |
перегрева |
при |
быстром |
нагреве. |
|
дом закалок (посредством регистрации температуры начала появ ления первых порций ферромагнитной фазы при помощи быстро действующего магнитометра). На рис. 78 приведена ДПР для стали 42Х2НГСМ, построенная указанным методом. Зоны 11 и 12 отража ют медленный (печной) нагрев. Поскольку процесс образования аустенита начинается с фазовой а - у у перекристаллизации, то наряду с точками Аг и А3 нанесены значения температуры начала и конца фазового превращения а -> у (Асх и Ас3) в быстронагреваемой отожженной и деформированной на 75% стали. Заметим, что
при |
скорости |
нагрева |
порядка |
2000 град!сек |
превышение |
точек |
||
Асх |
и Ас3 над Аг и А3 достигает |
100—140° С, причем это превыше |
||||||
ние зависит от исходной структуры стали (при грубой |
структуре |
|||||||
температура |
перегрева |
увеличивается). Так же влияет |
огрубление |
|||||
структуры |
и |
на температуру |
гомогенизации |
аустенитной |
фазы. |
При скоростном нагреве предварительно деформированной стали кривая зависимости температуры гомогенизации от скорости нагре ва 7 резко смещается в область повышенных температур. Ана логично изменяется темпера тура образования гомогенной у-фазы при нагреве после предварительного рекристаллизационного отжига. Любо пытно, что темп смещения тем пературных зон 3—4 и /—2 одинаков. Это свидетельствует о тождестве процессов, обус ловливающих изменение ки
нетики a - v у превращения и гомогенизации аустенита.
В практике термообработ ки при помощи ТВЧ скорости нагрева по ряду причин не превышают 100—200 град/сек. Исходя из этого, построенные комплексным методом ДПР можно упростить и привести к виду, удобному для исполь зования на участках индук ционного нагрева. Зоны такой ДПР были тщательно провере
ны нами при помощи традиционных методов построения ДПР. Так, линии, ограничивающие верхнюю область неполной закалки и нижнюю область преимущественных режимов, проверены по данным изме рения твердости и механических свойств. При построении линий, ограничивающих верхнюю зону преимущественных режимов и нижнюю область перегрева структуры стали, учтены металлогра фические исследования и механические свойства образцов. Таким образом, ДПР, построенные в координатах температура — скорость нагрева, характеризуют не только условия получения качествен ных структур закалки, но и в некоторой степени зависимость ки нетики аустенитообразования от скорости нагрева и исходной струк туры.
РОЛЬ МИКРОНЕОДНОРОДНОСТЕЙ ТЕМПЕРАТУР В АУСТЕНИЗАЦИИ СТАЛИ
Как известно, при электронагреве аустенит формируется в чрез вычайно короткие промежутки времени, несмотря на диффузионную природу образования. Поэтому вначале у исследователей сложи лось такое представление, что электрический ток оказывает неко торое специфическое влияние на процесс аустенизации. Н. В. Гевелинг [4] объяснял «специфику электронагрева» неоднородностями электрического тока при его прохождении через феррито-цемен- титную смесь. Различие электропроводности двух фаз, составля ющих перлит, должно приводить к уплотнению тока вблизи поверх ности сферических частиц карбидов, в результате чего на границе феррит — цементит возникают локальные перегревы, которые яко бы и ускоряют растворение карбидов в образовавшемся аустените. Такого рода микронеоднородностями температуры в стали, на
греваемой |
ТВЧ |
при индукционной закалке, И Н. Кидин [25] и |
|
М. Г. Лозинский |
[167] объясняют некоторые |
структурные особен |
|
ности продуктов |
скоростной электрозакалки |
(«сверхтвердость»). |
|
В связи |
с тем, что экспериментальное исследование этого вопро |
са оказалось задачей весьма сложной, были предприняты попытки найти теоретическое решение проблемы температурной неоднород ности при электронагреве стали. Н. М. Родигин [168] и А. Г. Спектор [48] достаточно убедительно показали, что коэффициент мак симально возможной неоднородности тока (в предположении, что в проводящем феррите находятся непроводящие сферические части цы цементита) может быть равным 2. Наибольший перегрев — у по
верхности частицы с радиусом |
г при |
скорости |
нагрева |
электри |
||||||
ческим током |
va |
[168]: |
|
|
|
|
|
|
|
|
где щ — коэффициент |
температуропроводности |
феррита. |
|
|
||||||
Поскольку размеры цементитных частиц составляют микроны, |
||||||||||
перегрев порядка |
1°С |
возможен при |
скорости |
нагрева |
не |
менее |
||||
108 град/сек. |
По-видимому, в |
практике |
термической обработки |
|||||||
стали, оперирующей скоростями |
нагрева |
до |
103 |
град/сек?'а |
также |
|||||
в исследованиях |
по сверхбыстрым нагревам |
(104 |
град/сек) |
неодно |
родностью температур в структуре зернистого перлита можно пре небречь.
Расчет неоднородностей нагрева структур другого типа — пластинчатого перлита был выполнен в работе [169]. Задача ре шалась в два этапа. Вначале определялась кинетика электрона грева каждой структурной составляющей (ферритной и цементитной пластин), при этом не учитывалась теплопроводность. Затем при максимальном различии в темпе нагрева двух соседних структур ных составляющих рассчитывалась кинетика релаксации темпера турного перепада.