Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 254
Скачиваний: 0
Неравномерность нагрева пластинчатого перлита в большой степени зависит от взаимного расположения перлитной колонии и направления тока. Кинетические кривые нагрева строились для каждой структурной составляющей при последовательном и парал лельном расположении ферритных и цементитных пластин по отно шению к протекающему току. Наибольшее различие в темпе на грева феррита и цементита наблюдается при последовательном про хождении тока через ферритные и цементитные пластины. При начальной скорости нагрева стали, равной 1000 град1сек, пластина
цементита нагревается примерно в 20 раз быстрее пластины феррита. Точность проведенного расчета ки нетики электронагрева можно опре-
Uементит t°A Феррит I Цементит
О |
а0/2 а0 х |
при Т=0 |
при Т'ГН |
Рис. 79. Расчет кинетики электронагрева |
перлитной стали: |
|
|
|
|
|||||
а — с о п о с т а в л е н и е э к с п е р и м е н т а л ь н о й |
и расчетной |
кривых электронагрева |
|
|
||||||
перлитной стали (сталь У 8 , |
зернистый |
перлит, |
х}ц — |
700 град!сек); |
б — |
схема |
|
|
||
р а с п р е д е л е н и я температур |
м е ж д у отдельными |
фазовыми |
составляющими . |
|
|
|||||
делить, сопоставив теоретическую и экспериментальную кривые |
|
|||||||||
скоростного электронагрева |
стального |
образца, |
приведенные |
на |
|
|||||
рис. 79, а. |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Второй этап решения задачи состоял в выяснении распределе |
|
|||||||||
ния температуры в ограниченном стержне, концы которого нагре |
|
|||||||||
ваются со скоростью У н (рис. 79, |
б). Это означало, что «холодная» |
|
||||||||
вначале ферритная пластина (стержень) находится в тепловом кон |
|
|||||||||
такте с быстронагревающимися пластинами цементита. В резуль |
|
|||||||||
тате решения этой стандартной задачи математической |
физики |
по |
|
|||||||
сле небольших упрощений было получено выражение, |
из которого |
|
||||||||
определялась температура середины ферритного промежутка |
|
|||||||||
(стержня) t через время тн |
от начала нагрева |
соседних |
цементитных |
|
||||||
пластин со скоростью vH: |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
At = |
v„xB |
— ~ |
vH, |
|
|
|
|
(68) |
|
|
где z — толщина ферритной пластины (длина стержня), at |
— коэф |
|
||||||||
фициент температуропроводности феррита. Поскольку при наиболь |
|
|||||||||
шей неоднородности цементит нагревается в 20 раз быстрее феррита, |
|
|||||||||
собственным нагревом феррита пренебрегаем, считая, |
что |
он |
на |
|
||||||
гревается только за счет теплопроводности от контакта с цементи- |
ш |
том. В момент тн |
температура на краях пластины феррита рав |
на ин тн , поэтому |
перепад температур между серединой и краем |
пластины |
|
откуда следует, что неравномерность нагрева перлитной стали за висит лишь от скорости нагрева и степени дисперсности ферритной составляющей. Сопоставляя этот результат с формулой (67), при г = 2г получаем
Л< = |
(70) |
Как видим, при нагреве пластинчатой структуры |
перепад тем |
ператур всего в 2 раза больше максимально возможного перепада при нагреве зернистой структуры, если дисперсность карбидной фазы примерно одинакова. В постановке задачи рассматривался случай максимальной неоднородности нагрева структурных состав ляющих, поэтому средние значения перепадов температур еще мень ше вычисленных. Отсюда становится очевидным, что возможность сколько-нибудь заметных температурных неоднородностей при реальных скоростях нагрева гетерогенной стали исключена из-за весьма быстрой релаксации их благодаря теплопроводности в мик ронных областях структуры. Эта оценка формально повторяет результат по кинетике аустенизации, где также благодаря неболь шим расстояниям между центрами зарождения у-фазы время диф фузионной релаксации концентрационных неоднородностей весь ма мало.
Таким образом, нами получен однозначный ответ: перлитная колония в любом случае нагревается однородно, как одно целое. Од нако разные перлитные колонии, ориентированные под разным уг лом к направлению тока (т. е. параллельно или последовательно), могут нагреваться с различными скоростями и при размерах коло
ний порядка 100 мк теплопроводность может не устранить |
неодно |
||||
родности |
температурного поля. В |
этом случае по формуле |
(69) |
||
при z ~ |
Ю- "2 см, at ~ 0,25 см2/сек, |
AvH ~ 103 град/сек получаем |
|||
наибольший перепад температур, 5 • 10~2 °С. Принимая |
во |
вни |
|||
мание, что перепад скоростей AvH |
взят в этой оценке |
с |
большим |
||
избытком, приходим к выводу, что и между перлитными |
колониями |
не может быть большей неравномерности температур. Следователь но, гетерогенная структура стали при реально применяемых ско ростях электронагрева нагревается однородно по всему сечению, без сколько-нибудь заметного перепада температур по структурным элементам.
Задача о неоднородности электронагрева гетерогенных сплавов в более общем виде решена М. А. Кривоглазом [170]. Им рассмот рены одновременно процессы нагрева и теплопередачи между фаза ми. Показано, что температурная неоднородность при нагреве ге терогенной смеси может оказаться существенной, если выполняет ся условие г ~ atx (г — радиус частиц или толщина пластин,
at — коэффициент температуропроводности, т — время нагрева). Из оценки, полученной для стали эвтектоидного состава с зернис
тым |
цементитом |
(г ~ Ю - 2 |
см), |
видно, |
что температурная неодно |
родность может |
достигать |
10% |
при скоростях нагрева не менее |
||
105 |
град/сек. В доэвтектоидных |
сталях |
такая температурная неод |
нородность между ферритом и перлитными колониями, которые можно рассматривать как частицы со средними теплофизическими параметрами, достигается при меньших скоростях нагрева, хотя и в этом'случае речь идет о десятках тысяч градусов в секунду, что во много раз превышает предельные скорости, возможные в прак тике электротермической обработки. Это, в свою очередь, означает, что микронеоднородности температур никакого влияния на' процес сы аустенитообразования оказать не могут. Истинная «специфика электронагрева» состоит в том, что тепловая энергия, необходимая для реакции аустенитообразования, создается непосредственно в реагирующем объеме, а не поступает к нему из периферийных об ластей за счет теплопроводности, как это происходит при внешнем нагреве. Следовательно, единственной причиной замедленного об разования аустенита при нагреве стали в ваннах или печах являет ся теплопроводность, влияние которой проявляется тем больше, чем крупнее размеры детали. Уникальной особенностью скорост ной электротермической обработки стали является формирование структур в полном соответствии с физико-химической природой фазовых превращений, происходящих в «чистом» виде, не замед ленных теплопроводностью. Этот метод дает возможность получать осободисперсные структуры закаленной и отпущенной стали, ко торые придают ей высокую прочность и пластичность. Поэтому перспективность его очевидна.
Глава вторая
ПР Е В Р А Щ Е Н И Я
ВЗ А К А Л Е Н Н О Й
СТ А Л И
ПР И С К О Р О С Т Н О М
ОТ П У С К Е
Основные вопросы, связанные со структурными изменениями при закалке сталей, подробно рассмотрены во многих работах [17, 27, 83, 171—180]. Поэтому мы останавливаемся на них лишь в тех слу чаях, когда это необходимо для исследования проблемы скоростной электротермической обработки. Например, при рассмотрении влия
ния структурного состояния |
аустенита |
на температурные |
условия |
||||||
и кинетику |
образования |
мартенситной |
фазы, вопросов |
о взаимо |
|||||
связи |
структуры |
аустенита и образующегося из него |
мартен |
||||||
сита, |
которые имеют важное |
значение для |
выяснения |
природы |
|||||
свойств сталей, упрочненных при помощи |
предварительной тер |
||||||||
момеханической обработки |
[181]. Сведения о природе мартенсита |
||||||||
закаленных |
сталей |
рассматриваются |
нами |
главным |
образом на |
||||
основании |
данных |
трансмиссионной |
электронной |
микроскопии |
|||||
о дефектном строении мартенсита. |
|
|
|
|
СТРОЕНИЕ МАРТЕНСИТА
В последние годы в изучении строения мартенсита закаленной стали достигнут значительный прогресс. Однако трактовка природы мар тенсита существенно не изменилась. Применение новейших методов исследования — трансмиссионной электронной микроскопии, мик родифракции, калориметрических измерений, внутреннего трения — лишь подтвердило результаты рентгенографического анализа, по лученные Г. В. Курдюмовым, Н. Я- Селяковым, И. Т. Гудцовой [171 ] еще в 20-х годах.
Сущность закалки стали, по Г. В. Курдюмову, состоит в образо вании в результате бездиффузионного превращения [172] из аусте нита кристаллов пересыщенного твердого раствора углерода в фер рите — мартенсита с тетрагонально искаженной ОЦК решеткой и особой микро- и субмикроструктурой. Степень тетрагональности решетки мартенсита, определяемая отношением параметров ре шетки с/а, прямо зависит от содержания углерода в стали [182]. Мартенситное превращение при закалке стали представляет собой
закономерную перестройку решетки, при которой смещения атомов не превышают межатомных расстояний. В результате этого в мар тенсите полностью фиксируется концентрационное состояние у-фа- зы по углероду и другим элементам, причем атомы углерода, нахо дящиеся в октаэдрических порах ГЦК решетки аустенита, попадают в октаэдрические поры ОЦК решетки мартенсита, но не во все, а только в те, которые расположены вдоль одной из трех осей <100> а-фазы. Именно поэтому один из параметров решетки — с — ока зывается больше двух других и, таким образом, тетрагональность мартенсита является прямым следствием бездиффузионного мартенситного превращения.
Уточнения изложенной трактовки природы мартенсита касают ся главным образом содержания углерода в закаленной стали и морфологии тонкой структуры мартенсита и продуктов его распа да. Развитие методов прямого электронномикроскопического ис следования металлов открыло новые возможности для изучения тонкой структуры мартенсита, а следовательно, его строения и по ведения при отпуске. Структуре углеродистого мартенсита посвя
щены |
обстоятельные исследования Келли и |
Наттинга [183—186]. |
В них |
показано, что строение мартенсита |
существенно зависит |
от содержания углерода в стали. В сталях доэвтектоидного состава мартенсит имеет форму игл с длинной осью, параллельной (111)м, т. е. подобен мартенситу, обнаруженному в стали Х18Н8 [186]. Отсутствие остаточного аустенита затрудняет более полное опре деление ориентационного соотношения и других кристаллографи ческих характеристик этих мартенситных игл. Значительные об ласти в высокоуглеродистых сталях имеют пластины мартенсита с внутренними двойниками. Габитусная плоскость и ориентационные соотношения в высокоуглеродистой стали, содержащей оста точный аустенит, соответствуют ориентационным соотношениям Курдюмова — Закса [187]. Методом микродифракции установлено, что плоскости двойников соответствуют {112}д1. Количественное соотношение игл и пластин зависит от содержания углерода в ста
ли. При низком содержании углерода (до 0,2%) |
количество пластин |
с внутренним двойникованием невелико, в то |
время как в стали |
эвтектоидного состава мартенсит [183—186] почти полностью со стоит из внутренне двойникованных пластин. Келли и Наттинг свя зывают характер структуры мартенсита с температурными условия ми его образования, которые зависят от содержания углерода в стали. По их мнению, образование и микродвойникование пластин происходит при низкой температуре превращения. Игольчатую форму мартенсит приобретает при более высокой температуре. Они предполагают, что механизм образования игольчатого мартенсита отличается от механизма образования пластин, содержащих внут ренние двойники. Дислокационная структура мартенсита в ука занных двух случаях выглядит по-разному [183, 186, 188].
Характер структуры мартенсита во многом определяет его ме ханические свойства, в частности твердость и хрупкость. Согласно