Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 260
Скачиваний: 0
причем ее барьерное действие зависит главным образом от размера ячеек, угла разориентировки их, а в случае неоднородной струк туры, когда возможно совместное существование ячеистой структу ры и дислокаций «леса»,— от степени развития ячеистой структуры и равномерности ее распределения по объему. Последние факторы представляют интерес главным образом в практическом отношении, при выборе технологических параметров термомеханической обра ботки с целью упрочнения сплава. Границы ячеек оказывают барьер ное действие на рост игл мартенсита, хотя и в несколько меньшей степени, чем границы зерен аустенита. Тормозящее действие их проявляется в том, что образующийся мартенсит имеет более мелко игольчатую форму.
Тормозящее действие на рост игл мартенсита оказывают и
частицы второй фазы. Это позволяет сделать определенные |
выводы |
|
о влиянии степени дисперсности |
и количества второй фазы на ки |
|
нетику образования мартенсита. |
Роль частиц второй фазы |
в мар |
тенситных превращениях исследована на системах Fe — Ni —- Си и Fe — Ni — Al [228—230]. В качестве второй фазы рассматрива лись выделения у'-фазы в конструкционной стали с карбидами ванадия V4 C3 [231] и в сплаве Fe — Ni — С с цементитом [232]. Показано, что в связи с выделением частиц второй фазы изменяют ся форма, размеры мартенсита и температура начала его превра щения. В работе [233] аналитически вычислена зависимость тем пературы начала превращения мартенсита от структурных элемен тов сплава, оказывающих барьерное действие на рост мартенситных кристаллов и поэтому тормозящих развитие мартенситного пре вращения. Температура начала превращения снижается, а длина мартенситных кристаллов и общее количество образующегося при охлаждении мартенсита уменьшаются [227]. Структурными эле ментами, служащими весьма эффективными препятствиями для рас тущих мартенситных игл, как отмечалось выше, являются границы верен, полосы скольжения, двойники деформации и отжига, избы точная фаза и неметаллические включения, поры, ячеистая струк тура. Экспериментально установлено, что структурная чувстви тельность мартенситного превращения не зависит от конкретной
физической |
природы |
барьеров. |
Температура |
|
мартенситного пре |
|
вращения может быть описана |
формулой |
|
|
|||
где |
|
М И = |
Г - А Л | А - 1 Ч |
|
(71) |
|
|
|
|
|
|
С'д |
|
гр, |
грМ |
т0 |
, |
4тг/-1/. |
„ |
|
T |
= = r ° ~ T v |
k M ~ ~ h T ' |
P * - T g r |
(т0 — сопротивление движению дислокаций, образующих мартен ситный кристалл, А — размер структурного элемента, оказывающе го барьерное действие на растущую иглу мартенсита, С — постоян ный коэффициент, q — скрытая теплота превращения, — тем пература термодинамического равновесия аустенита и мартенсита, Мн — температура начала интенсивного образования мартенсита,
или инструментально определяемая температура начала мартенситного превращения, г — геометрический фактор).
Проверка уравнения (71) (проведена на значительном количест ве объектов) показала, что оно справедливо во всех случаях, если
VHl°C I 2
110 850
300 •W
290•830
280 820\
270Ш |
|
0 1 |
23456769 |
Рис. 88. Зависимость мартенситной точки сплавов на осно ве железа от размера зерна аустенита [227].
под А подразумевается эффективное расстояние между структурны ми элементами, служащими барьерами при распространении игл мартенсита. На рис. 88—90 приведены результаты эксперименталь ной проверки уравнения.
Итак, явление наследования дефектной структуры аустенита
мартенситом |
следует рассматривать |
в тесной |
|
связи |
с барьерным |
|||||||
|
|
|
|
|
V* |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
• |
|
|
|
"Г* |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||
|
|
|
|
-160 |
|
|
|
|
|
2 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Ю |
Ц2 0,3 L-*M/r' |
0 |
0.1 |
0,2 |
0,3 |
0,4 |
0,5 |
0,6 |
0,7•£***)/?*• |
|||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
||||
Рис. |
89. |
Зависимость |
Рис. |
90. |
Зависимость |
мартенситной |
||||||
мартенситной |
точки |
точки |
сплавов |
/ |
|
Н31Ю6 и 2— Н31 |
||||||
сплава 40ХН18 |
от эф |
от расстояния между частицами и раз |
||||||||||
фективного |
размера |
мера зерна. |
|
— |
|
|
|
|
||||
ячеек |
аустенита. |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
действием структурных элементов аустенита на растущие кри сталлы мартенсита. Правильное понимание природы процессов, от которых зависит структурное состояние мартенситной фазы, дает возможность эффективно управлять структурой стали, сведя к ми нимуму эмпирический подход в выборе технологических режимов.
Морфология мартенсита закалки зависит не только от структур ных элементов, но и от неоднородности аустенита. Концентрацион ная неоднородность аустенита, возникающая при скоростном нагреве стали, приводит к размытию температурного интервала мартенситного превращения [68, 87, 234]. При закалке в сталях эвтектоидного состава, наряду с двойникованным мартенситом, могут появляться участки микроструктуры с преобладанием недвойникованного мартенсита, характерного для малоуглеродистой ста ли, причем количество его будет тем больше, чем выше концентра ционная неоднородность аустенита. Последняя, в свою очередь, тем выше, чем грубее исходная структура стали и больше скорость нагрева [68]. Таким образом, для получения однородного по угле роду мартенсита при скоростной электрозакалке следует приме нять предварительно деформированные стали с высокодисперсной карбидной фазой [68, 128]. Другие стали, например со структурой крупнозернистого цементита, желательно подвергать двойной за калке, позволяющей измельчить структуру и получить однород
ный мелкоигольчатый |
мартенсит. |
Наличие |
высокоуглеродистых |
|
участков аустенита |
как |
следствие скоростной |
аустенизации стали |
|
с грубодисперсными |
структурными |
состояниями может привести |
к заметной неоднородности структуры после закалки и повышению количества остаточного аустенита. В то же время в результате ско ростного нагрева высокодисперсной стали количество остаточного аустенита в ней уменьшается по сравнению со структурой закален ной стали, полученной при нагреве в печи [234].
Весьма своеобразным может оказаться влияние больших ско ростей нагрева на структуру закаленной доэвтектоидной стали
(исходное |
состояние — отжиг). Особенность |
аустенизации ее при |
|||||
увеличении скорости нагрева |
проявляется |
в резком |
разделении |
||||
во времени и локализации фазового а-> |
у превращения в перлит |
||||||
ных |
колониях и структурно-свободном |
феррите. Это |
явление ста |
||||
новится |
хорошо |
заметным |
при скоростях |
нагрева |
выше 200— |
||
400 |
град /сек [76, |
82]. |
|
|
|
|
При закалке доэвтектоидной отожженной стали скоростным на гревом может сформироваться необычная структура: в мягкой ферритной матрице появятся включения высокоуглеродистого мартен сита, при этом не исключено, что, в отличие от обычного высоко углеродистого мартенсита, локально образовавшийся в перлитных участках мартенсит не будет двойникован, так как возможна лег кая релаксация напряжений на прилегающих соседних участках структурно-свободного феррита. Такое строение закаленной ста ли несомненно отразится на продуктах распада мартенсита и де формации их при волочении или прокатке, а также на комплексе соответствующих механических свойств.
ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СТАЛИ ПРИ ОТПУСКЕ
Операция отпуска, как правило, является завершающим этапом термической обработки. Несмотря на большое количество работ, посвященных этому вопросу, процессы отпуска продолжают изу чаться с применением новых методов физического эксперимента. Рассмотрим некоторые аспекты исследований, позволивших в зна чительной степени расширить наши представления об особенностях фазовых превращений в метастабильных структурах в процессе скоростного отпуска.
В результате отпуска, заключающегося в нагреве закаленной стали до определенной температуры, получаются термодинамиче ски более равновесные структурные состояния. В зависимости от условий охлаждения, степени легированности, содержания угле рода структура закаленной стали может быть весьма разнообраз ной (мартенсит, остаточный аустенит, перлитные структуры раз личной дисперсности и т. п.). Поэтому, говоря о фазовых превра щениях при отпуске закаленной углеродистой стали, чаще всего имеют в виду превращения при распаде структур мартенсита с не которым количеством остаточного аустенита, т. е. структур, ха рактерных для закаленной углеродистой стали эвтектоидного сос тава. Фазовые превращения при отпуске контролируются диффузи онными процессами и при медленном нагреве имеют температуры преимущественного развития. Поэтому изменение свойств стали при отпуске с повышением температуры происходит не плавно: наряду с постепенным изменением состояния стали в процессе от пуска, в определенных областях температур резко изменяются свойства стали, связанные с необратимыми структурными и фазо выми превращениями.
Различают три превращения при отпуске углеродистого мар тенсита [27]. Первое превращение — двухстадийный распад мар тенсита в интервале температур от комнатных до 250° С. Второе превращение обычно связывают с распадом остаточного аустенита, происходящим при температурах 230—280°С. Третье превраще ние — карбидное — происходит в температурном интервале 260— 360° С. Иногда выделяют четвертую стадию превращения при от пуске. Однако о природе структурных и фазовых превращений на этой стадии нет единого мнения. В легированных сталях, согласно Э. Гудремону [27], с четвертой стадией отпуска связываются про цессы обогащения цементита легирующими элементами или обра зование специальных карбидов. В углеродистых сталях к четвер тому превращению при отпуске относят процессы рекристаллиза ции а-матрицы и коагуляцию карбидной фазы [234]. Указанная последовательность превращений при отпуске, основанная на оче редности их протекания при медленном нагреве, несколько нару шается при быстром нагреве. Тем не менее при рассмотрении про цессов скоростного отпуска мы будем пользоваться этой классифи-
10 ' 3-2110