Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 261
Скачиваний: 0
кацией, вкладывая в превращения тот же смысл, что и в превра щения, происходящие при медленном нагреве.
Прежде чем перейти к изложению сути процессов при скорост ном отпуске, остановимся вкратце на важнейших эксперименталь ных результатах, полученных при малых (печных) скоростях на грева.
Согласно рентгеновским исследованиям структуры закаленной стали, изменение ее свойств при отпуске в температурном интерва ле 100—150° С объясняется уменьшением тетрагональности решет ки мартенсита вследствие выделения углерода из твердого раствора.
|
|
|
|
|
|
|
|
При изучении первого превращения |
||||||||
то |
|
|
|
V |
|
|
|
на монокристаллах |
была |
установ |
||||||
|
|
|
|
|
|
лена его двухстадийность [194]: в |
||||||||||
|
|
|
/ |
\\ |
|
|
структуре стали наряду с твердым |
|||||||||
|
|
|
N . |
|
раствором |
исходной |
|
концентрации |
||||||||
600.V— |
|
|
|
|
? • |
появляется твердый раствор, содер |
||||||||||
|
|
|
|
|
|
К , |
жащий |
примерно |
0,3% |
углеро |
||||||
|
|
|
|
|
|
да,— отпущенный [235, |
236], |
или |
||||||||
|
• |
|
1 |
|
|
|
|
|||||||||
£00 |
|
|
|
|
|
|
кубический |
[27], мартенсит. Выде |
||||||||
|
24 |
10 |
15 20 |
30 |
40 |
50 |
Тмин |
лившаяся при |
распаде |
карбидная |
||||||
Рис. |
91. |
Изменение |
микротвердос |
фаза |
распределяется |
равномерно |
||||||||||
внутри кристалла [194, 237]. Несо |
||||||||||||||||
ти при низкотемпературном отпуске |
||||||||||||||||
закаленной стали (0,98% |
углерода): |
вершенства кристаллического строе |
||||||||||||||
/, |
2, |
3,4 |
— в ы д е р ж к а |
соответственно |
ния мартенсита |
на этой стадии |
от |
|||||||||
п р и 80; 100; 120 |
и 150° |
С |
|
|
пуска |
влияют |
лишь |
на |
кинетику |
|||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
процесса, не изменяя его механизм [238]. Рентгеноструктурные иссле дования при температурах отпуска 80, 100 и 120° С показали, что об разование низкотемпературного карбида и увеличение неоднороднос ти концентрации углерода сопровождаются повышением упругих на пряжений в микрообластях мартенсита, приводящих к изменению его блочной структуры. Отпуск до 300° С позволяет рентгенографи чески обнаружить цементит, количество которого при повышении температуры возрастает, при этом решетка мартенсита приближает ся к решетке а-железа [239, 240].
Остановимся кратко на данных о структурных изменениях угле родистого мартенсита при отпуске, полученных главным образом электронномикроскопическим методом [184, 185, 241].
Выше отмечалось, что с увеличением содержания углерода в стали уменьшается толщина двойников превращения. Соответ ственно изменяется и дифракционная картина. После отпуска мар тенсита заэвтектоидной стали в течение 1 ч при 100° С структура двойникованных участков изменяется. Дислокационная сетка по добна сетке неотпущенного мартенсита, тетратональность изменяет ся в пределах ошибки измерения. Тем не менее вследствие высокой диффузионной подвижности углерода в мартенсите появляются тонкие пластинчатые образования, на электронограммах — полосы интенсивности, т. е. начальная стадия распада мартенсита подобна
146 начальной стадии процессов старения пересыщенных твердых рас-
граммах появлению выделений соответствуют |
тяжи, |
соединяющие |
|||||||
углы обратной решетки. После отпуска |
при 200° С в течение 1 ч |
||||||||
можно |
наблюдать |
тонкопластинчатые |
выделения |
второй |
фазы |
||||
(рис. 94). На микродифракционной картине от |
этих |
участков чет |
|||||||
ко |
видны рефлексы, |
соответствующие |
ГПУ |
решетке е-карбида, |
|||||
с параметрами а |
= |
2,73, |
с = 4,33 kx. |
При |
появлении |
рефлек |
|||
сов |
от |
е-карбида |
тяжи, |
связывающие |
узлы |
обратной |
решетки |
матрицы, исчезают. Тетрагональность мартенсита уменьшается,
— » 1,008.
а
Второе превращение при отпуске связывают с распадом оста точного аустенита. Продуктами распада являются карбид и мар тенсит отпуска. Обычно считают, что второе превращение проис ходит при 230—280° С, однако, по данным работы [27], можно наблюдать признаки распада остаточного аустенита после длитель ных выдержек при 150° С. Карбидообразующие элементы смещают интервал интенсивного распада остаточного аустенита в область повышенных температур. Как правило, распаду остаточного аустенита приписывают механизм, присущий распаду переохлаж денного аустенита в соответствующем температурном интервале. В данном случае механизм распада аналогичен механизму проме жуточного превращения.
К сожалению, экспериментальных данных о механизме распада остаточного аустенита при больших скоростях отпуска почти нет, так как исследование этого интересного и важного в практическом отношении явления связано с определенными методическими труд ностями. Кинетические особенности распада остаточного аустенита при высоких скоростях нагрева изучены более подробно (см. следу ющий параграф).
В процессе третьего превращения (при 260—360° С) заметно изменяется удельный объем стали, параметр решетки а-фазы оста ется постоянным [242]. Природа процессов третьего превращения при отпуске пока не установлена. Некоторые исследователи счи тают [179, 240, 242—245], что карбид, образующийся при всех температурах отпуска, тождествен по составу и типу решетки це ментиту, а третье превращение является результатом структурных изменений. Например, в работах [240, 246] третье превращение при отпуске объяснялось выделением карбидных частиц из мартенситной фазы, а также изменением их формы и степени дисперсности. Заметим, однако, что расчетные оценки ожидаемых объемных из менений при таком подходе к природе третьего превращения мень ше значений, полученных экспериментально. Поэтому едва ли третье превращение следует трактовать только как структурное.
Согласно другой точке зрения [247, 248], карбид, образующий ся при низкотемпературном отпуске, отличен от цементита по струк
туре и составу. Изменение физических свойств |
стали |
связывается |
|
с фазовым |
карбидным превращением. Карбидная фаза, образу |
||
ющаяся в |
результате третьего превращения |
(при |
/ > 3 0 0 ° Q , |
является цементитом с присущей ему орторомбической решеткой, что было установлено рентгенографически [237]. Это объяснение природы третьего превращения (карбидное превращение низкотем пературного карбида в цементит непосредственно [249—252] или через промежуточный карбид [248]) подтверждается также магни тометрическими измерениями.
Электронномикроскопическому исследованию структуры стали, образующейся при низкотемпературном отпуске, посвящены рабо ты [184, 185, 253]. На ранних стадиях отпуска наблюдалось два вида карбидных выделений, которые соответствовали типам мар тенсита, образующегося в углеродистых сталях. В сталях с низким содержанием углерода сначала образуется е-карбид, а при 300° С — цементит с дефектной кристаллической решеткой [254]. После от пуска при 400° С наблюдается укрупнение карбидов и совершен ствование решетки цементита. При температуре порядка 500° С про исходит полигонизация ферритной матрицы, сфероидизация кар бидов и дальнейшее совершенствование кристаллической решетки цементита. При 550—600° С матрица рекристаллизуется. В высо коуглеродистой стали [186] в связи с появлением внутренних двойников изменяется расположение выделений на ранних стадиях. Отпуск при 100° С в течение 1 ч вызывает некоторое изменение твердости, при этом структура в основном не изменяется. После 300° С крупные карбиды располагаются вдоль двойников, а малые выделения — под углом к их границам (в отличие от малоуглеро дистой стали, у которой цементит выделяется главным образом по границам игл).
Процесс распада мартенсита в высокоуглеродистой стали за метно осложнен образованием при закалке значительного количест ва мартенситных кристаллов, имеющих внутренние двойники. При низкотемпературном отпуске в этих кристаллах выделяются кар биды цементитного типа и геометрия их выделения связана с двой никовыми плоскостями. Ориентационные соотношения между цемен титом и мартенситом были установлены в работе [255]. В областях, не имеющих внутренних двойников, распад мартенсита, как и в малоуглеродистых сталях, сопровождается выделением е-карбида, последующие трансформации в них также аналогичны соответствую щим превращениям в малоуглеродистых сталях.
Таким образом, при отпуске в высокоуглеродистых сталях воз можно образование одновременно как низкотемпературного е-кар бида, так и низкотемпературного цементита [253, 254]. По-видимо му, именно это послужило причиной длительных дискуссий о при роде низкотемпературного метастабильного карбида.
После отпуска при 500° С карбиды по границам двойников сфероидизируются. Независимо от содержания углерода при 400° С начинается возврат, при 500° С образуется полигонизационная сетка, а при 600° С происходит рекристаллизация. Карбиды на блюдаются преимущественно на границах рекристаллизованных зе рен. В работе [255] было установлено, что е-карбид растворяется
продуктом распада ам. Этот вывод подтверждается данными об изменении электросопротивления а^-твердого раствора при отпус ке, а также результатами, полученными в работах [205, 206] при исследовании марганцевых, никелевых и рениевых сталей.
ВЛИЯНИЕ СКОРОСТИ НАГРЕВА НА ТЕМПЕРАТУРНЫЕ ИНТЕРВАЛЫ ЭФФЕКТОВ ОТПУСКА
Превращения при отпуске закаленного мартенсита зависят от диф фузионных процессов, а это означает, что кинетика распада про дуктов закалки стали зависит как от дефектной структуры мартен сита, так и от температурных условий его распада. В работе [238] •показано, что несовершенства кристаллического строения мартен сита, хотя и изменяют кинетику распада при первом превращении, не влияют на механизм самого превращения. По изучению влияния скорости нагрева на температурные интервалы эффектов отпуска в углеродистых и легированных сталях накоплен значительный экспериментальный материал [257—259]. В результате этих иссле дований установлен характер распада метастабильных фаз закален ной стали. Показано, что при электронагреве закаленной углеро дистой стали со скоростями до 60 ООО град/сек подавить процессы распада мартенсита не удается: на дилатометрических кривых на грева отчетливо наблюдались сжатия от первого и третьего эффектов отпуска, как и при меньших скоростях нагрева. Установлено так же, что при увеличении скорости нагрева температурные интервалы эффектов отпуска смещаются в область более высоких температур. Справедливое для печных нагревов разделение эффектов отпуска на первый, второй и третий при скоростном нагреве носит несколь ко условный характер, поскольку при быстром нагреве последо вательность этих превращений может измениться [259]. Изучение температурной зависимости первого и третьего превращений при отпуске в условиях быстрого нагрева принципиальных трудностей не представляет, поскольку оба превращения сопровождаются значительными объемными эффектами сжатия, которые хорошо фик сируются на дилатограмме нагрева закаленной стали. Эксперимен тальное же исследование процесса распада остаточного аустенита при быстром нагреве закаленной стали осложняется тем, что на незначительный объемный эффект при распаде остаточного аусте нита, происходящего в интервале температур, накладываются ди латометрические эффекты, связанные с распадом мартенсита. При помощи металлографического и магнитометрического анализов про дуктов распада метастабильных фаз закаленной стали после ско ростного отпуска до определенных температур и последующего охлаждения не удалось определить кинетические характеристики происходящих при отпуске процессов. В значительной степени эти пробелы были устранены благодаря применению быстродействую-