Файл: Садовский, В. Д. Структурная наследственность в стали.pdf

кой) fi воде или масле. Образец, имеющий переменное сечение, нагревается неравномерно: левая толстая часть его почти не нагревается, правая, суженная часть, на­

туры, соответствующие докритическому интервалу, в ко­ тором развиваются только процессы отпуска, критичес­ кому интервалу перехода через точки Асх и Лс3 и закритической области полной аустенитизации. Твердость по длине образца после градиентного нагрева и закалки обычно меняется по кривой, показанной иа рис. 50,6: в

ет степень отпуска к моменту достижения начала кри­ тического интервала в условиях непрерывного быстрого нагрева. Это объясняется тем, что твердость измеряет­ ся на охлажденном образце, а не фиксируется мгновен­ но (между выключением нагревающего образец тока и погружением его в охлаждающую среду имеется за­ держка порядка 0,1—0,3 сек, в течение которой продол­ жается развитие отпуска).

Это означает, что в условиях скоростного электрона­ грева, когда скорость >200—300 град/сек, аустенит при достижении точки Ас\ начинает образовываться в струк­ туре, степень отпуска которой может быть существенно меньше той, которую можно было бы оценить по мини­ муму твердости. Понятно, что замечание о несоблюде­ нии мгновенной фиксации достигнутого структурного состояния сохраняет свое значение для любой части образца.

Следует заметить, что при градиентном нагреве кли­ новидного образца скорость нагрева различных его уча­ стков не одинакова: если общая продолжительность на­ грева составляет 4 сек, то за это время в определенной

82

легированных сталей, предварительно закаленных и под­ вергнутых градиентному электронагреву со скоростями порядка нескольких сот градусов .в секунду. Столь же типичным является и изменение макро- и микрострукту­ ры вдоль клиновидного образца (рис. 51 и 52). В зоне -отпуска наблюдается структура слабо отпущенного ис­ ходного крупноигольчатого мартенсита. Ауетенит фор­ мируется вначале в виде сетки мелких зерен по грани­

зывает, что процесс образования аустенита развивается и внутри псевдозерен, но уже другим механизмом, не сопровождающимся возникновением металлографически выявляемых новых зерен. В зоне полной новой закалки,

степень развития «зернограничного эффекта» не увели­ чивается, а уменьшается, что легко объяснить некото­ рым ростом скорости нагрева для более высоко нагре­ того участка, полагая, что появление и развитие сетки мелких аустенитных зерен по границам псевдозерен ис­ ходной структуры подавляется при возрастании скоро­ сти нагрева '(см. рис. 12). Травление обычными реакти­ вами выявляет в крупном восстановленном зерне струк­

1 При скоростном нагреве непосредственным пропусканием тока отсутствуют осложнения кинетики нагрева, связанные с переходом стали из ферромагнитного в парамагнитное состояние, свойствен­ ные индукционному нагреву (см. [48]).

83

быстром нагреве аустеиите структурных дефектов [49—- 52, 23].

щих по границам зерна исходной структуры на началь­ ной стадии аустенитизации. В связи с этим полезно при­ вести несколько микроструктур клиновидного образца, предварительно обработанного на структуру бейнита (охлаждение от 1200°С с печью). Как уже отмечалось в гл. I I , в этом случае зернограничный эффект практиче­ ски отсутствует, наблюдается чистое восстановление ис­ ходного зерна. В этом случае еще более отчетливо про­ слеживается рекристаллизация аустенита с тем лишь различием, что самостоятельных изолированных центров образуется меньше, и процесс рекристаллизации осуще­ ствляется в значительной мере за счет миграции границ (рис. 53,а—г).

Таким образом, нельзя думать, что наблюдающееся выше известной температуры .измельчение зерна явля­ ется результатом .разрастания мелких приграничных зе­

мер, образцы, с резко уменьшенным сечением в средней части), легко локализовать зону нагрева так, что рас­ смотренная выше последовательность изменений струк­

нагреву образцов, предварительно закаленных от высо­ кой температуры на мартенситную и бейнитную струк­

представлена микроструктура после быстрого градиент­ ного электронагрева закаленного монокристалла. Кри­ сталл аустенита был выращен охлаждением из распла­ ва по методу Бриджмена и после охлаждения до 900°С закален на мартенсит [26]. И в этом случае, т. е. в от-

88

сутствие высокоугловых границ в исходной структуре происходит .рекристаллизация аустенита путем ••возник­ новения я развития самостоятельных новых зерен, в объеме восстановившегося непосредственно выше Лс3 •монокристалла.

Кристаллографическая обратимость а - у-превраще- ния и следующая за этим превращением самопроизволь­ ная рекристаллизация у-фазы наиболее наглядно про­ слеживается в железоникелевых сплавах, содержащих около 29% никеля. Такой сплав, охлажденный из у-об- ласти, остается в аустенитном состоянии при комнатной температуре, но может быть переведен в состояние мар­ тенсита (с тем или иным количеством остаточного ау­ стенита) путем охлаждения в область отрицательных температур.

ращение осуществляется в таком сплаве мартенситным

очень удобен: нет необходимости прибегать к очень бы­ строму нагреву, кроме того аустенит фиксируется при комнатной температуре и можно исследовать его струк­ туру и свойства.

Структура клиновидного образца, предварительно закаленного от высокой температуры, охлажденного в жидком азоте и подвергнутого затем градиентному электронагреву, как и о рассмотренном выше случае нагрева обычной закаленной стали, состоит из зоны вос­ становленного зерна исходной структуры и зоны рекристаллизованного аустенита, величина зерна которого постепенно возрастает к высоконагретому узкому участ­

сируется аустенитное состояние, имеется возможность сравнить твердость аустенита в зоне восстановления и в зоне рекристаллизации. В части образца, которая на­ гревалась ниже критического интервала, сохраняется исходная твердость безуглеродистого мартенсита, полу­

89