Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf
ВУЗ: Не указан
Категория: Не указан
Дисциплина: Не указана
Добавлен: 09.04.2024
Просмотров: 270
Скачиваний: 0
количестве микрообластей образование тетрагонального мартенсита происходит без видимых признаков внутреннего двойникования.
После электроотпуска до 120—150°С обнаружить какие-либо изменения в структуре не удалось. Не изменялась она и при на греве до 170° С, хотя на микродифракционной картине были заме чены некоторые изменения: на микроэлектронограммах участка, не имеющего двойников, видны тонкие тяжи с направлениями (100), свидетельствующие об образовании тонких пластинчатых выделе ний по плоскостям {100} матрицы. При печном отпуске их можно было обнаружить после выдержки в течение 1 ч при 100°С. Началу
|
|
/// |
|
I |
превращения |
в |
|
процессе |
|
|
|
|
электроотпуска |
при 190° С |
|||||
|
|
|
|
||||||
|
|
|
б4овс соответствовало |
изменение |
|||||
|
|
|
/ |
дилатометрической |
кривой: |
||||
|
|
|
/ |
дифракционные |
|
эффекты, |
|||
|
|
|
|
связанные |
с образованием |
||||
|
|
|
|
тонких пластинок |
|
исчезали |
|||
|
|
|
|
(см. рис. 116). Тщательный |
|||||
|
|
|
|
анализ микроструктуры от |
|||||
|
|
|
|
пущенной стали |
позволил |
||||
|
|
|
|
установить |
связь |
между |
|||
|
|
|
|
кристаллической |
|
структу- |
|||
„ |
, , с |
тт |
рой мартенсита |
и |
характе |
||||
рно. 116. Дилатометрические кривые нагре- |
v |
r |
„ |
|
г |
||||
ва |
закаленной стали |
(0,98% углерода), vH = |
Р°М его о т п у с к а . В тех мес- |
||||||
= |
500 -г 6000 град!сек, |
охлаждение в воде. |
та х ИСХОДНОГО |
мартенсита, |
где не было внутренних двойников, при первом превращении появлялись очень тонкие плас тинки (вследствие малой интенсивности отражений определить их индексы не удалось). Характер выделений аналогичен представлен ным на рис. 117. Распад областей мартенсита с внутренними двойни ками, как и при печном отпуске, сопровождался выделением карби дов цементитного типа. На электронограммах видны рефлексы ром бической решетки.
С дальнейшим повышением температуры |
нагрева — до 340° С, |
т. е. до температуры на 60—70°С превышающей область I пре |
|
вращения, в недвойникованных кристаллах |
мартенсита происходи |
ло заметное укрупнение ранее выделившейся фазы (рис. 118). При этом на микроэлектронограммах появлялась достаточно четкая ди фракционная картина, свидетельствовавшая об образовании е-кар бида с ГПУ решеткой. В микрообластях мартенсита, имевшего двойники, признаков е-фазы обнаружить не удалось. Отчетливо видимые микровыделения в нижней части рис. 118, соответствующей
мартенситному кристаллу без двойников, |
являются е-карбидами, |
что подтверждается электронографическим |
анализом. |
При повышении температуры отпуска до 390°С частицы е-кар бида укрупняются. При этом на них наблюдается узор муара (рис. 119), который может возникать в результате закономерного сме щения атомов в ГПУ решетке карбида по отношению к решетке а-фазы.
более правильную форму и расположены по слоевым линиям (рис. 120, б). Очевидно, с повышением температуры отпуска дефект ность цементита уменьшается. При исследовании методом темно го поля обнаружено «точечное» строение цементита. Это свидетель ствует о том, что они являются несовершенными монокристаллами и имеют, по-видимому, блочную структуру. Величина областей когерентного рассеяния в цементите составляет примерно 200 А. После электроотпуска при 460—470° С установить наличие е-кар- бидов не удалось. Следует также отметить, что ферритная матрица имеет большую плотность дислокаций, по сравнению со структурой после отпуска в течение 1 ч при той же температуре.
Структура, получающаяся в процессе электроотпуска при тем пературе, превышающей температуру I I I превращения, представ ляет собой пластинчатые или игольчатые выделения карбидной фа зы, ориентированные одинаково в пределах одного зерна. В отдель ных местах направленное расположение мелких пластинок как бы имитирует образование карбидной пластинки, если допустить, что на определенной стадии происходит слияние отдельных игл. При небольшой их плотности наблюдается «штриховая» картина ориенти рованных выделений карбидной фазы. При завершившемся процессе распада пластинчатая структура карбида оформляется весьма чет ко. Тем не менее толщина пластинок во многих случаях невелика и часто они оказываются прозрачными для электронного пучка. Толщина пластин после завершения I I I превращения тем меньше, чем выше скорость нагрева при отпуске. Оформление карбидных пластин после I I I превращения сопровождается уменьшением плот ности дислокаций в феррите: дислокационные сетки становятся более резкими и хорошо видны в отдельных зонах. Структура стали после электроотпуска до температуры 640°С близка к структуре после отпуска при 550° С, однако при более высокой температуре отпуска заметно увеличивается контрастность карбидных пластин вследствие их утолщения. При дальнейшем повышении температу ры электроотпуска структура постепенно изменяется: пластинки цементита заметно укрупняются, а в области субкритических тем ператур (рис. 121) развиваются процессы коагуляции карбидов. Размеры областей когерентного рассеяния цементита, хотя и незна чительно, увеличиваются. Плотность дислокаций в ферритной мат рице заметно уменьшается. Разупрочнение матрицы происходит как в результате рекристаллизации, так и в результате полигонизации.
Таким образом, механизм карбидообразования при электроот пуске, как и при печном отпуске, существенно зависит от кристаллоструктурного состояния мартенсита. Если пластины мартенсита имеют внутренние двойники, выделение карбидов при электроотпус ке происходит по плоскостям двойникования [112] мартенсита. Возможность образования карбидов цементитного типа при низ котемпературном отпуске теоретически обоснована Ю. А. Багаряцким [295]. Для образования решетки цементита на границах
12 3-2110
цементитного типа, а в малоуглеродистых — промежуточного е-карбида.
Применение электронагрева с одновременной регистрацией тем пературы и дилатометрической кривой дает возможность устано вить достаточно точную связь между структурными изменениями и сопровождающими их объемными эффектами. При нагреве со ско ростью 500 град/сек первые выделения карбидов обнаруживаются в области температур 180—190°С, т. е. в начале I превращения. При печном отпуске первые выделения карбидов с решеткой низкотем пературного цементита наблюдаются в двойникованном мартенсите после отпуска в течение 1 ч при 150°С. В недвойникованных участ ках под микроскопом также видны е-карбиды, однако дифракцион ная картина настолько слаба, что не поддается расшифровке. При скоростном нагреве в области температур I I I превращения (390— 480°С) е-карбид превращается в цементит с дефектной кристалли ческой решеткой. Процесс протекает достаточно интенсивно, и уже в конце I I I эффекта е-карбид полностью исчезает. При повышении температуры электроотпуска дефектная решетка цементита посте пенно изменяется, приближаясь к нормальной решетке орторомбического цементита.
Механизм карбидного превращения при электроотпуске угле родистой стали детально рассмотрен в работе [2981. Согласно этой
работе, |
карбидное превращение ( I I I эффект) происходит |
в два |
|
этапа. |
Первый этап — перестройка |
кристаллической |
решетки |
е-карбида в кристаллическую решетку |
цементита. Этот |
процесс |
сопровождается резким уменьшением объема и незначительными концентрационными изменениями. Второй этап — постепенное диф фузионное изменение концентрации углерода в карбиде. Электронномикроскопические исследования позволяют существенно уточ нить предложенную схему. Прежде всего предположение [289] о возможном существовании лг-карбида (Fe23Ce) с точкой Кюри 270°С не подтверждается. Свойства дефектной решетки цементита, обра зующегося в процессе I I I превращения, зависят от степени упоря дочения и химического состава структуры. При изменении дефект ности (степени упорядочения и состава) можно ожидать изменения положения точки Кюри. Действительно, при исследовании магнит ных свойств карбидов в условиях скоростного нагрева установлено, что положение точки Кюри дефектного цементита размывается на широкий интервал температур (230—340°С). Кроме того, зависи мость положения точки Кюри от степени упорядочения крис таллической решетки установлена также в других сплавах [299, 300].
Таким образом, схема процесса распада мартенсита при электро отпуске высокоуглеродистых сталей может быть представлена в следующем виде.
1. Возникновение пластинчатых образований в дефектных мес тах кристаллической решетки. В кристаллах, имеющих внутренние
двойники,— по плоскостям двойникования {112}, а в кристаллах, 1 7 »
12*
не имеющих внутренних двойников,— главным образом по пло скостям {100}.
2. Образование низкотемпературного цементита с ромбической решеткой в кристаллах мартенсита, имеющих внутренние двойни ки, и е-карбида с ГПУ решеткой в кристаллах мартенсита, не име ющих внутренних двойников. Эти процессы приводят к резкому уменьшению тетрагональное™ мартенсита и составляют сущность
Iпревращения.
3.Превращение образовавшихся метастабильных карбидов (низкотемпературного цементита и е-карбида) в дефектный це
ментит. Эти процессы являются основой I I I превращения при отпуске.
4. При температурах, превышающих температуру I I I превра щения, дефектный цементит превращается в цементит с совершен ной орторомбической решеткой, а затем происходит коагуляция цементита и рекристаллизация ферритной матрицы.
• Глава третья
М Е Х А Н И Ч Е С К И Е С В О Й С Т В А
ЭЛ Е К Т Р О Т Е Р М О О Б Р А Б О Т А Н -
НО Й С Т А Л И
Н Е К О Т О Р Ы Е П О Л О Ж Е Н И Я ФИЗИЧЕСКОЙ Т Е О Р И И ПРОЧНОСТИ М Е Т А Л Л О В И СПЛАВОВ
ВИДЫ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ
Кристаллическая структура металлов и сплавов, даже хорошо отожженных, имеет значительное количество различных дефектов. Плотность дислокаций в отожженных металлах обычно составляет 104—108 см~2- Так как линия дислокации не может оборваться внут ри кристалла, она должна либо образовать замкнутую петлю, либо оканчиваться в дислокационном узле или на поверхности кристал ла. Поэтому в металле и в моно-, и в поликристаллическом состоянии существуют сложные двух- и трехмерные дислокационные сетки. Франк показал [301], что если в кристалле равновероятно встре чаются дислокации различных систем, то они могут стремиться образовать трехмерную сетку с ячейками примерно одинаковой длины. Равновесное состояние узлов такой сетки будет определять ся равенством нулю геометрической суммы векторов Бюргерса составляющих дислокаций (так называемый закон Кирхгофа) и равновесием линейных натяжений этих дислокаций.
Размер ячейки сетки Франка в хорошо отожженных кристаллах колеблется от нескольких до сотен микрон, а углы разориентировки соседних ячеек — от 1 до 30' [302, 303]. В кристаллах очень ма лых размеров («усах», мелких частицах) трехмерная сетка не суще ствует, что во многом предопределяет поведение их при деформации. Около включений и частиц выделений часто наблюдаются скопле ния дислокаций или изолированные дислокационные петли, обра зование которых связано с появлением напряжений вследствие различных термических коэффициентов линейного расширения мат рицы и частиц (при изменении температуры) либо различных сжимаемостей матрицы и частиц (при обработке гидростатическим дав лением).
Наконец, в структуре отожженного кристалла возможно обра зование призматических дислокационных петель (например, при захлопывании вакансионных пустот, микропор).
Можно выделить три основных вида дислокаций в кристалле: полные, расщепленные и частичные, вершинные [304]. Полная
дислокация не содержит никаких протяженных дефектов, кроме своего узкого ядра, и окружена совершенным материалом. Так как она устойчива, то должна иметь такой вектор Бюргерса, при кото-
|
|
|
|
|
Т а б л и ц а |
10 |
|
|
|
Устойчивый |
вектор |
Наблюдаемое |
Наиболее |
часто |
|
Структура |
|
наблюдаемые |
|||||
|
Бюргерса полной |
направление |
|||||
|
плоскости |
сколь |
|||||
|
|
дислокации |
скольжения |
жения |
|||
оцк |
1 |
|
|
< 1 П > |
{110}, {112} |
||
— |
<ш> , |
< Ю 0 > |
|||||
|
|
|
|
||||
гцк |
4~ <по> |
|
<по> |
{111} |
|
||
ГПУ |
1 |
|
|
' <1120> |
{0001} |
||
~2 |
<1120>,<0001> |
||||||
Алмаза |
4- < 1 1 0 > |
|
< 1 Ю > |
{111} |
|
||
|
|
|
|||||
NaCl |
4- |
<по> |
|
< 1 Ю > |
{110} |
|
|
CsCl |
|
<юо> |
|
<юо> |
{110} |
|
ррм исключалась бы возможность снижения ее энергии вследствиедиссоциации на частичные дислокации. Кроме того, вектор Бюр герса должен соединять эквивалентные (по химическому подо»
Рис. 122. Возможные способы укладки плотноупакованных слоев.
бию и геометрическому окружению) атомы решетки. Примеры полных устойчивых дислокаций приведены в табл. 10 [304].
Представление о расщепленных и частичных дислокациях вво дится обычно с помощью рассмотрения возможных способов упа ковки атомов в решетке, а также дефектов такой упаковки. На рис. 122
показана |
плотноупакованная плоскость ГЦК или ГПУ решетки |
(в первом случае это плоскости {111}, во втором — {0001}). Сле |
|
дующий |
(над показанным в плоскости рисунка) атомный слой мо |
жет занимать одно из трех положений, условно обозначенных А, В, С. При укладке слоев в порядке ... АВСАВС ... возникает ГЦК