Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf

превышающей температуру окончания третьего превращения. Пла­ стичность в рассмотренной области температур отпуска изменяется незначительно, в то время как прочность с повышением температу­ ры нагрева снижается заметно. Поэтому для достижения высоко­ прочного состояния более приемлемым может оказаться режим электроотпуска с несколько пониженной температурой нагрева, при котором несущественная потеря пластических свойств воспол­ нится значительным повышением прочности.

Влияние скорости нагрева на механические свойства после де­

На рис. 178 представлены кривые изменения механических свойств при пластической деформации образцов, закаленных на мар­ тенсит и электроотпущенных при разных скоростях нагрева. Харак­ терно, что с увеличением степени деформации повышается не толь­ ко прочность, но и пластичность (г|з, п), причем тем заметнее, чем выше скорость нагрева при отпуске. Наибольшая пластичность как в исходном, так и в деформированном состоянии наблюдается после электроотпуска со скоростью нагрева 1000 град/сек.

Значительное измельчение карбидных частиц при электроотпу­ ске (по сравнению со сталью, отпущенной при той же температуре в печи) в соответствии с физическими моделями деформации диспер- сионно-упрочненных систем (см., например, модель Анселла — Ленела на стр. 214) приводит к существенному упрочнению стали,

так как вариация условий отпуска при постоянном объемном со­ держании карбидной фазы (определяемом содержанием углерода в стали) уменьшает расстояние между частицами X. Наблюдаемое уве-

личение предела текучести возрастает пропорционально А, 2 по уравнениям (96) — (98). Предел прочности также увеличивается (см. уравнения (121) и (122)), поскольку условия образования и рас­ крытия зародышевых трещин с увеличением степени дисперсности карбидов осложняются. При последующей пластической деформации волочением различия в прочности тонко- и грубодисперсных струк­ тур должны наращиваться, так как и упрочнение феррита (в связи с увеличением плотности дислокаций при деформации и возмож­ ным частотным растворением углерода, а также повышением сопро­ тивления движению дислокаций в феррите вследствие образования различного рода атмосфер), и дробление карбидов при деформации развивается интенсивнее в дисперсионных структурах. Если в про­ цессе обработки, предшествующей деформации, в стали сфомировались частицы, размер которых меньше критического (см. уравне­ ние (99)), то коэффициент упрочнения стали при последующей деформации определяется только упрочнением ферритной составля­ ющей и увеличение предела текучести отстает от прироста предела

улучшения пластических свойств, и в частности величины ip. Как показано в работе [532], для металлов с ОЦК решеткой справедли­ во приближенное соотношение г|з « (ав > и — ат ) и с увеличением разности о"в,и — о"т улучшаются пластические характеристики ста­ ли. В результате пластической деформации стали с тонкодисперсным перлитом частицы цементита ориентируются вдоль оси проволоки и отношение их длины к поперечному сечению оказывается большим критического (см. стр. 218). Такое структурное состояние подчиня­ ется законам деформации композитных материалов (см. стр. 218— 220).

Приведенные выше экспериментальные данные исследования ме­ ханических свойств стальной проволоки, изготовленной по методу СЭТО, свидетельствуют о принципиальной возможности произ­ водства высокопрочной канатной проволоки без патентирования заготовки. Это обстоятельство само по себе может представлять зна­ чительный интерес для практики проволочного производства, так как в настоящее время патентирование считается обязательным про­ цессом при изготовлении высококачественной проволоки из угле­ родистых сталей. Исследования, проведенные в полупромышлен­ ных масштабах, полностью подтвердили высокую эффективность применения СЭТО в сталепроволочно-канагном производстве.

ТЕПЛАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ В ПРОЦЕССЕ ЭЛЕКТРООТПУСКА

Одним из средств, вызывающих распад мартенсита закаленной стали, является пластическая деформация. Она снижает энерге­ тическую устойчивость структуры и способствует ее переходу в более стабильное состояние. При пластической деформации пере­ сыщенных твердых растворов увеличивается скорость их распада и, следовательно, скорость образования фаз выделения [533—535]. В одних сплавах распад может происходить в процессе деформации [534], в других — при тех температурах, при которых без деформа­ ции он не происходит или протекает очень медленно [533, 536]. Ее влияние аналогично [269] влиянию повышения температуры: облегчая условия передвижения атомов в решетке, она ускоряет образование первых центров перекристаллизации, а затем и их укрупнение. Коэффициент диффузии в деформированных областях может на несколько порядков превышать коэффициенты, характер­ ные для недеформированных областей.

В работе [537] показано, что пластическая деформация ускоряет старение сплавов А1 — Си, причем ускорение распада зависит от сте­

В деформированном сплаве разупрочнение при отпуске наступает тем раньше, чем выше степень деформации. Умеренная деформация (30%) сохраняет зонную стадию распада, при этом количество зон Гинье — Престона увеличивается, а дисперсность их уменьшает­ ся. Ускоряющее влияние деформации на распад часто объясняется

Прежде всего следует разграничивать влияние пластической деформации на фазовые превращения непосредственно в момент деформирования и на процессы, протекающие в сплаве после дефор­ мации. Действительно, в первом случае в результате сильного энергетического вмешательства в термодинамическое состояние сплава можно ожидать существенных изменений кинетики и механиз­ ма превращений. Во втором — на фазовые превращения в сплаве после предварительной деформации будет оказывать влияние лишь запасенная энергия деформации, причем лишь та ее величина, кото­ рая релаксирует в момент фазового превращения [147]. Именно так и следует рассматривать экспериментальные данные, в которых влияние пластической деформации связывается с плотностью и рас­ пределением искажений и дефектов в деформированном сплаве.

Далее, влияние пластической деформации на изменение кинети­ ки фазового превращения может в различной степени проявляться при распаде твердых растворов замещения (в которых значения

264 граничного и объемного коэффициентов диффузии существенно от-

личаются) и твердых растворов внедрения (в которых это отличие не столь велико). Не обсуждая в деталях возможные механизмы влияния пластической деформации на распад пересыщенных твер­ дых растворов замещения, отметим некоторые особенности этого процесса, характерные и для распада мартенсита, полученного в сплавах с элементами, образующими твердые растворы внедрения. Исследование стали ЭИ955 [539] показало, что структура ее во вре­ мя отпуска изменяется по-разному в деформированном и недеформированном состояниях. В деформированных образцах распад ло­ кализуется главным образом по линии скольжения. Деформация ускоряет распад, и частицы становятся более дисперсными. Причи­ ной распада мартенсита при деформировании углеродистой стали, возможно, является значительное уменьшение критической величи­ ны зародыша выделяющейся фазы у плоскости сдвига, вследствие которого ускоряется первое превращение при отпуске [24]. Пласти­ ческая деформация мартенсита может изменить механизм карбид­ ных превращений при отпуске. В работе [540] отмечалось, что при помощи холодной деформации закаленных малоуглеродистых ста­ лей или азотистого мартенсита можно предотвратить образование выделений карбидной фазы в процессе последующего отпуска до 200—250° С. Если деформация была незначительна, то при после­ дующем отпуске выделения образуются только в плоскостях сколь­ жения.

деформация предотвращает нормальное выделение карбида в интер­ вале 125—170° С, а при температурах выше 200° С образуется цемен­ тит. Деформация отпущенной стали приводит к частичному раство­ рению ранее образовавшихся карбидов в матрице при последующем нагреве до 130° С.

Объяснение Коттрелла экспериментально подтверждено в ра­ ботах [542—544]. При исследовании влияния нейтронного облуче­

ренный рост цементита. Выделения е-карбида при отпуске до 160° С не обнаружены. Это явление объясняется тем, что атомы углерода попадают в образовавшиеся при облучении вакансии. Переход ато­ мов углерода в вакансии изучался методами внутреннего трения, электросопротивления и калориметрических измерений. Калори­ метрические измерения показали, что энергия связи углерода с ато­

мами железа больше в вакансиях, чем в е-карбиде (0,41 и 0,27 эв/ат 26S

соответственно). Более высокая энергия связи углерода с железом наблюдается лишь в цементите и графите, чем и объясняется выде­ ление цементита в облученном образце при высоких температурах.

Атомы углерода могут переходить в дефекты достаточно быстро уже при комнатных температурах [172]. Этот процесс, требующий только диффузии атомов углерода, может завершиться до образо­ вания зародышей карбида, и если в таком состоянии атом будет иметь меньшую свободную энергию, чем в состоянии с выделенным е-карбидом, то дальнейший распад мартенсита будет протекать при более высоких температурах, при этом будет выделяться стабиль­ ная фаза — цементит. В малоуглеродистых сталях почти весь угле­ род может поглотиться дефектами, поскольку сам мартенсит ха­ рактеризуется высокой плотностью дефектов [172]. Перемещением углерода в дефекты можно объяснить некоторые наблюдающиеся при отпуске закаленной стали явления, например^чень малую величину эффекта первого превращения при отпуске или его от­ сутствие (в стали с менее 0,2—0,3% углерода). По этой же причине, вероятно, в сталях, содержащих менее 0,25% углерода, не образу­ ется промежуточный гексагональный карбид.

Приведенные выше данные относятся к влиянию пластической деформации на закаленную сталь перед отпуском или после него. И хотя влияние этой деформации на процессы отпуска изучено в основном при начальных стадиях отпуска, тем не менее полученные сведения оказываются весьма полезными при обсуждении влияния пластической деформации на закаленную сталь непосредственно в процессе электроотпуска в широком интервале температур.

Влияние теплой пластической деформации на процессы отпуска за­ каленной стали при быстром электронагреве. Образцы из исследуемой стали обрабатывались на специальной установке, позволяющей осу­ ществлять одновременно электроотпуск и деформацию. Один конец образца заправлялся в волоку, другой — закреплялся в пружинящем, электрически изолированном от стана зажиме. В этом случае волока служила одним контактом для нагрева образцов, а зажим — дру­ гим. Температура нагрева образца регулировалась фотоэлектриче­ ским пирометром ФЭП-60. Образцы длиной 500 мм и диаметром 3— 6 мм обрабатывались при скорости нагрева до 1000 град/сек по схеме: скоростной нагрев до заданной температуры с последующим волочением. Точность нагрева образца при отпуске и пластической

образцах при предварительной обработке, применялись комплекс­ ное исследование фазовых и структурных превращений при быстром нагреве, а также дилатометрические, электронномикроскопические, калориметрические и магнитометрические методы. Одновременно проводилось испытание механических свойств заготовки и протя­ нутой из нее стальной проволоки. Особенности процессов от­ пуска, фазовых и структурных превращений в закаленной стали при быстром нагреве и одновременной пластической деформации