Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf

отпуска будет выглядеть в более выгодном свете. В этом смысле весь­ ма показательны диаграммы, приведенные на рис. 155. Они дают полное представление об областях преимущественных свойств стали, достигаемых при каждом из двух видов термообработки.

Преимущества СЭТО наиболее заметны на углеродистых и мало­ легированных сталях. На диаграмме для стали У8, построенной по результатам работы [159], видно, что при электроотпуске в любом

упрочняющие возможности скоростной электротермообработки, так как, по-видимому, суще­ ствует некоторый предел упрочнения стали, который достигается либо легированием, либо электротермообработкой. Возможно, что именно поэтому легирование уменьшает эффект электроотпуска (см. рис. 155).

Особенности структурного состояния электроотпущенной стали позволяют достичь высокой ударной вязкости ее, сочетающейся с высокой прочностью (рис. 156) [520]. Существенным преимуществом электроотпуска легированных сталей является возможность подав­ ления отпускной хрупкости (рис. 157), что впервые было обнаруже­ но еще в 1946 г. В. Д. Садовским и Б. Г. Сазоновым [520]. Причины этого интересного явления пока не установлены. Можно лишь сде-

вания малоуглеродистых сталей. Но даже в тех случаях, когда преимущества электроотпуска в смысле улучшения механических свойств стали по сравнению с печным отпуском и не столь очевид­ ны, применение СЭТО даст возможность автоматизировать операции термической обработки, использовать их в поточных линиях и тем самым повысить производительность труда.

волоки связано с открытием тонкопластинчатого характера струк­ туры электроотпущенной стали. Это открытие обусловило постанов­ ку исследований особенностей использования электротермической обработки как операции, формирующей структуру заготовки, из которой протягивается стальная проволока [165]. В последние годы получены весьма существенные результаты как теоретического и экспериментального характера, так и производственной проверки эффективности этой необычной технологии изготовления проволо­ ки [166]. Не ставя своей задачей охватить весь накопленный в этой области исследований материал, попытаемся на примере некоторых результатов показать эффективность применения электротермиче­ ского метода упрочнения в столь необычной отрасли производства.

Применение СЭТО как предварительной операции перед волоче­ нием традиционно связывается с изготовлением высокопрочной стальной проволоки, хотя в действительности такая связь не обя­ зательна. Детальные исследования показали, что реальные преиму­ щества применения электротермической обработки в этой области гораздо шире. Более того, в ряде случаев, особенно при получении сверхвысокопрочной проволоки, СЭТО пока еще не превосходит по эффективности метод патентирования высокоуглеродистых сталей. Поэтому, говоря о применении СЭТО для изготовления высокопроч­ ной стальной проволоки, мы имеем в виду то обстоятельство, что этот метод позволяет получить заготовку с более высоким уровнем прочности (на 20—30%), чем патентирование, и сохранить прирост прочности в готовой проволоке-без потери пластических свойств. Например, из стали с 0,2—0,3% углерода при помощи СЭТО полу­ чается проволока, предел прочности которой составляет 160— 180 кГ/мм2, тогда как при патентировании такой прочности можно достичь лишь в стали, содержащей 0,5—0,6% углерода. Но исполь­ зование малоуглеродистой стали для производства и эксплуатации сталепроволочных изделий (например, канатов) имеет целый ряд других важных преимуществ, что и обусловливает целесообраз­ ность применения СЭТО в этих случаях.

позволило установить характер зависимости между структурным со­ стоянием и прочностными характеристиками деформированной ста­ ли (рис. 159). При всех видах термической обработки ширина рент­ геновской линии (200) увеличивается при деформации с обжатием до 20%, при больших суммарных обжатиях она изменяется мало и лишь после деформации 80% опять резко возрастает. Увеличение

по I». *•

100 \ к*

•

80• 1

/1.5 2 25йа,Ш

результатах измерения блоков патентированной стали, полученных в работах [53, 524], можно объяснить, по-видимому, разными режи­ мами патентирования и разным содержанием углерода.

Изменение структуры феррита определяется [53, 54] исходной структурой стали, главным образом размерами и формой карбид­ ной фазы. Мелкодисперсный цементит пластинчатой формы вызы­ вает значительное изменение тонкой структуры при деформации, тогда как зернистый цементит почти не влияет на плотность дисло­ каций в матрице. На основании изложенных в предыдущем разде­ ле главы представлений о взаимодействии между дислокациями фер­ рита и частицами упрочняющей фазы можно считать, что карбидные частицы в структурах зернистого цементита относительно легко преодолеваются дислокациями при деформации с помощью либо поперечного скольжения, либо механизма Орована. При этом плот­ ность дислокаций возрастает значительно медленнее, чем в струк­ турах пластинчатого перлита, где пластическая деформация (в свя­ зи с тем, что обход частиц поперечным скольжением затруднен) обя­ зательно порождает мощные дислокационные нагромождения около

решетки. Небольшое количество дислокаций скопляется возле ча­ стиц цементита.

Структура стали после закалки и электроотпуска до 600° С (скорость нагрева 500 град/сек) напоминает структуру патентированной стали, но ее карбидная фаза характеризуется более высокой дисперсностью [290]. Как видно на рис. 162, плотность дислокаций в ферритной матрице такой стали высокая, структура ее носит мел­ коблочный характер. Карбидная фаза существенно отличается от карбидной фазы отожженной стали. Пластинки цементита являются монокристаллами (см. рис. 162, б), состоящими из отдельных бло­ ков, размеры которых достигают 150—300 А при взаимной разориентировке до нескольких градусов. Таким образом, высокая прочность электроотпущенной стали объясняется не только малыми размерами межпластиночного расстояния, но и значительным коли­ чеством дефектов в феррите и цементите.

При большой плотности дислокаций в феррите увеличивается сопротивление движению дислокаций (уравнения (82), (84)), с уменьшением межпластиночного расстояния возрастает напряжение начала скольжения в феррите (уравнение (85)) и напряжение нача­ ла деформации всей феррито-карбидной смеси (уравнение (97)). В результате пластической деформации отожженной стали прокат­ кой (до 24%) заметно увеличивается плотность дислокаций в фер­ рите [124]. Особенно сильное увеличение плотности дислокаций наблюдается на границах раздела феррит — цементит. При неболь­ ших степенях обжатия различные участки образца деформируются неравномерно, о чем свидетельствует неравномерное перераспреде­ ление дислокаций. Поведение карбидной фазы при пластической де­ формации существенно зависит от формы и размеров включений. В цементите пластинчатой формы при небольших степенях деформа­

В последнем случае образуется ячеистая дислокационная структура

вферритной матрице (рис. 163). Увеличение степени деформации до 40% приводит к завершению формирования ячеистой структуры с большой плотностью дислокаций «леса» внутри ячеек и к заметному разрушению цементита (рис. 164). При увеличении степени дефор­ мации до 70% плотность и распределение дислокаций в феррите су­ щественно не изменяются, тогда как изменение формы цементита продолжается. Пластины цементита разбиваются на отдельные ячей­ ки (рис. 165), углы разориентировки между ними достигают не­ скольких градусов (см. рис. 165, б). Области когерентного рассеи­ вания цементита, измеренные методом темного поля, составляют 100—200 А. В противоположность пластинчатому цементиту, це­

ментит глобулярной формы при деформации до 70% не изменяется. В процессе дальнейшей деформации отожженной стали увеличивает­ ся разориентировка ячеек феррита, вцементитных частицах появля­ ются блоки и образуется субструктура. Углы разориентировки в

ячейках феррита и цементита могут достигать 10°. Следует отметить, 24*