Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf

(400—500° С) в зависимости от скорости нагрева. Действительно, если бы основу I I I превращения при отпуске составляли не фазовые превращения карбидов, а изменения напряженного состояния твер­ дого раствора, то это обязательно было бы зафиксировано магни­ тометром, работающим в ненасыщенных полях, в виде резкого уве­ личения намагниченности. Но такое увеличение намагниченности фиксируется лишь на ранних стадиях нагрева, когда происходит

эффекте являлись причиной объемных изменений, то они должны были бы протекать так же интенсивно, как и при нагреве деформи­ рованной стали, а значит, и величины роста намагниченности при нагреве закаленной и деформированной сталей должны быть близ­

жений. Тем не менее магнитометрические данные показывают, что в процессе I I I эффекта при скоростном нагреве происходит релак­ сация напряжений, хотя и не в тех масштабах, которых можно ожи­ дать, считая их причиной I I I превращения [179, 263]. Иными сло­ вами, фазовое превращение карбида в цементит сопровождается ре­

интервале температур. В этом легко убедиться, анализируя маг­ нитную кривую закаленной или низкоотпущенной стали, не имею­ щей остаточного аустенита, в которых уменьшение намагниченности

рода, например стали 38ХА. На магнитной кривой не фиксируется уменьшение намагниченности в области I I I эффекта, так как оно полностью скомпенсировано процессами снятия напряжений, в от­ личие от высокоуглеродистых сталей, в которых эта компенсация может быть лишь частичной.

Таким образом, I I I превращение носит как фазовый, так и струк­ турный характер. Однако необходимо отметить, что ведущую роль в нем играют фазовые изменения, а релаксационные процессы яв­ ляются их следствием. Иначе трудно было бы понять, почему с уве­ личением скорости нагрева интервал I I I превращения смещается вверх по температурной шкале, аналогично смещению I превраще­ ния, и этот эффект завершается в узком интервале температур, тогда как релаксационные процессы деформированной стали про­ текают в более широком интервале температур и завершаются по­ сле а -> у превращения [283].

На магнитограммах фиксируется снижение намагниченности кар­ бида при приближении его температуры к точке Кюри (380° С

[282, 284]). Во всех изученных случаях начало снижения намаг­ ниченности на магнитограммах отмечается в интервале температур 300—350° С, т. е. раньше, чем начинается сжатие при I I I превра­ щении. Правда, установить с достоверностью точку Кюри е-карби- да по данным магнитометрического анализа невозможно, так как в рассматриваемом интервале температур происходят и другие про­ цессы, сопровождающиеся уменьшением намагниченности, например превращение е-карбида в цементит. Можно только утверждать, что точка Кюри е-карбида не выходит за пределы интервала 350— 500° С. Вопрос мог быть решен однозначно при смещении I I I пре­ вращения до температур выше 500° С, но для достижения этой цели необходимы скорости, составляющие несколько десятков тысяч градусов в секунду. Сдвиг I I I эффекта до таких температур после легирования стали кремнием, как это было сделано в работе [282], не является решением вопроса, так как легирование влияет на фи­ зические (в том числе и магнитные) свойства карбида [285]. Так или иначе, вопрос о точке Кюри е-карбида еще требует уточнения. Окон­ чательное выяснение его во многом будет способствовать раскрытию природы одного из важнейших явлений при отпуске стали.

СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СТАЛИ ПРИ СКОРОСТНОМ ОТПУСКЕ

В процессе отпуска закаленной стали можно выделить основные стадии, характеризующиеся собственной кинетикой и наиболее бла­ гоприятной температурой развития [286]: выход углерода из кри­ сталлической решетки и образование сегрегации типа зон Гинье — Престона, образование промежуточных карбидов, релаксация на­ пряжений I I и I I I рода, перераспределение и аннигиляция дефектов кристаллического строения, образование блочной структуры, обра­ зование стабильных карбидов, полигонизация и рекристаллизация ферритной матрицы. Последовательность структурных изменений и кинетика процессов отпуска при медленном нагреве хорошо изу­ чены. При скоростном отпуске возможно образование таких соче­ таний структур, которые не всегда можно объяснить закономерно­ стями, установленными при использовании обычных методов тер­ мической обработки. Свойства такой стали зависят от структурного состояния ферритной матрицы, легирования, дисперсности и формы карбидной фазы. Сопоставление структурного состояния сталей, полученных при скоростном и печном отпуске, выполнено в рабо­ тах [287—291]. При исследовании тонкой структуры и внутренних напряжений I I рода по методу Курдюмова — Лысака [194] в ста­ лях У8 и У12 было установлено [159], что скоростной нагрев при­ водит к задержке процессов релаксации искажений I I рода и про­ цесса укрупнения блоков а-фазы по сравнению с отпуском в печи. Приведенные на рис. 104 данные свидетельствуют о том, что уровень искажений I I рода зависит в первую очередь от скорости нагрева

и в меньшей степени от содержания углерода. Размеры блоков в стали У12 определяются температурой и скоростью нагрева (рис. 105).

Из полученных в работе [291] результатов следует, что повыше­ ние скорости нагрева от 100 до 1000 град/сек особенно сильно за-

« Да т-г

держивает уменьшение микроискажении —. При дальнейшем по­ вышении скорости нагрева это уменьшение замедляется незначи­ тельно. Наибольшее различие в величинах искажений I I рода в ста-

200 400 600 t°C

лях У8 и У12 наблюдается в области низких и средних температур отпуска. При более высоких температурах эти величины почти оди­ наковы. Размеры блоков а-фазы при отпуске электронагревом и отпуске в печи, напротив, отличаются тем больше, чем выше тем­ пература отпуска, причем эта разница возрастает с увеличением скорости нагрева. Структурное состояние электроотпущенной ста­ ли характеризуется повышенными искажениями I I рода и мелко­ дисперсной блочной структурой феррита.

Для выяснения влияния легирования на структуру стали ана­ логичное исследование выполнено на хромистых сталях [292] при скоростях нагрева 1500—2000 град/сек. Результаты сопоставлялись

У12 и хромистой стали ШХ6 (рис. 107), то можно отметить, что при электроотпуске в углеродистой стали сохранились примерно такие же по величине искажения I I рода, как и в стали, легированной хромом, при печном отпуске. В свою очередь электроотпуск леги­ рованной, т. е. упрочненной по отношению к углеродистой, стали

приводит к дополнительному относительному повышению искаже­ ний I I рода. На основании данных об изменении — в зависимости

от вида отпуска и скорости нагрева при электроотпуске [1591 в углеродистой и хромистой сталях можно заключить, что повышение скорости нагрева при электроотпуске приводит к такому же изме­ нению этой характеристики, как и легирование.

Из результатов исследования изменения размеров блоков а-фа­ зы хромистой стали (рис. 108) следует, что при электроотпуске блочная структура этой стали несколько измельчается по сравне­ нию с блочной структурой при отпуске в печи. При сопоставлении

блоков а-фазы отпущенной в печи стали ШХ6 весьма близки к раз­ мерам блоков стали У12, отпущенной электронагревом (рис. 109). Влияние электроотпуска и скорости нагрева на величину блоков аналогично влиянию легирования на эту характеристику. Таким образом, легирование хромом (содержание углерода примерно оди­ наково в сопоставляемых сталях) влияет на структуру отпущенной стали так же, как и увеличение скорости нагрева при отпуске.

Удовлетворительно соответствуют данным о структурном со­ стоянии результаты измерения твердости стали при электроотпуске с различными скоростями нагрева. Показателем структурного со­ стояния стали является и коэрцитивная сила. Изменение ее при отпуске (рис. ПО) можно объяснить следующим образом. Если до­ пустить, что коэрцитивная сила Нс ферромагнетика в основном за­ висит от напряжений в ферритной матрице и от степени дисперснос­ ти слабомагнитных включений (например, карбидов), то следует считать, что вид ее кривой при печном отпуске обусловлен снятием