Файл: Новиков, И. И. Теория термической обработки металлов учебник.pdf

ме аустенитизация с нагревом выше Лс3 -»■ переохлаждение аусте­

температуры деформации, температуры отпуска, содержания угле­ рода и других факторов. С увеличением степени деформации упроч­ нение от НТМО непрерывно возрастает.

Влияние температуры прокатки при НТМО на свойства хромоникельмолибденовой стали показано на рис. 224. Рост прочностных свойств стали при по­ нижении температуры деформирования обусловлен усилением наклепа аустени­ та. Снижение прочностных свойств в результате прокатки при 400°С вызвано бейнитным превращением во время деформации. Так как немартенситные про­ дукты превращения, образующиеся при НТМО, снижают прочность, то процесс следует вести таким образом, чтобы они не появлялись. Необходимо учитывать, что обычная С-диаграмма не может дать точных количественных данных для установления температурно-временного режима деформирования при НТМО, так как под действием деформации распад аустенита ускоряется. Инкубацион­ ный период при деформировании переохлажденного аустенита может умень­ шиться в несколько раз.

Оптимальные механические свойства после НТМО конструкционных сталей получаются при низкотемпературном отпуске (100—1200°С). С повышением тем­ пературы отпуска упрочнение от НТМО постепенно теряется.

Наиболее высокие свойства в результате НТМО достигаются на сталях с 0,4—0,5% С. При большем содержании углерода из-за охрупчивания значитель­ но снижаются относительное удлинение и предел прочности.

Внедрение НТМО в производство существенно затрудняется не­ обходимостью использования мощного оборудования для обработ­ ки давлением, так как для получения высокой прочности сталь должна подвергаться большим обжатиям (не менее 50%) при та­ ких температурах, при которых сопротивление деформированию очень высокое.

Другой существенный недостаток НТМО — невысокая сопротив­ ляемость хрупкому разрушению сильно упрочненной стали. При по­ вышении плотности дислокаций в мартенсите, вызывающем силь­ ное упрочнение, сопротивление распространению трещины (важ­ нейшая характеристика конструкционного материала) при НТМО не изменяется или даже снижается.

Учитывая необходимость использования мощного специализиро­ ванного оборудования для деформирования стали и недостаточную для современных конструкций сопротивляемость хрупкому разру­ шению, вряд ли можно рассчитывать на широкое использование НТМО в промышленности.

2. Высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО)

При ВТМО аустенит деформируют в области его термодинами­ ческой стабильности и затем проводят закалку на мартенсит (рис. 223). После закалки проводят низкий отпуск.

фект. Главная же цель ВТМО — повышение механических свойств стали.

389

При ВТМО мартенсит наследует сформировавшуюся при горя­ чей деформации субструктуру нерекристаллизованного аустенита.

Структурные изменения при горячей деформации уже были рас­ смотрены в § 51. С увеличением степени деформации при постоян­ ной температуре в аустените растет плотность дислокаций и сна­ чала возникает только упрочнение (горячий наклеп), а затем раз­ виваются процессы разупрочнения (динамическая полигонизация и динамическая рекристаллизация). Аустенит характеризуется низ­ кой энергией дефектов упаковки и, следовательно, трудным выхо­ дом растянутых дислокаций из своих плоскостей скольжения. По­ этому аустенит сильно наклепывается, после чего может быстро рекристаллизоваться.

Наилучший комплекс механических свойств стали достигается в том случае, когда мартенсит образуется из аустенита с хорошо развитой полигонизованной структурой. Дифракционная электрон­ ная микроскопия показала, что мартенситные кристаллы полностью наследуют дислокационные субграницы горячедеформированного аустенита. Сплетения дислокаций также наследуются мартенситом.

В результате фрагментации кристаллов мартенсита субзеренными границами при ВТМО повышаются пределы прочности и текуче­ сти. Особенности субструктуры мартенсита, полученного из горяче­ деформированного аустенита, таковы, что, увеличивая прочность при ВТМО, можно сохранить неизменными показатели пластично­ сти, например относительное сужение (рис. 225). По сравнению же с обычной закалкой и отпуском при одинаковой прочности ВТМО позволяет получить более высокие показатели пластичности.

При ВТМО машиностроительных углеродистых, .низко- и среднелегированых сталей достигается следу­ ющий уровень механических свойств:

ств= 2204-260 кгс/мм2; его,2=1904- 4-220 кгс/мм2; 6=74-8% ; ф = 254- 4-40%.

390

После ВТМО прочностные свойства ниже, а показатели пластич­

ности выше, чем после НТМО.

С помощью ВТМО можно резко ослабить, а иногда и почти пол­ ностью устранить обратимую и необратимую отпускную хрупкость (рис. 226). При этом вместо межзеренного разрушения, характер­ ного для состояния отпускной хрупкости, происходит внутризерен-

ное разрушение.

Повысить предел прочности до 220 кгс/мм2 не сложно и без ВТМО, увеличив содержание углерода в стали и проводя обычную закалку с низким отпуском. Но после обычной термообработки такая сталь будет характеризоваться очень высокой склонностью к хрупкому разрушению, большой чувствительностью к острым на­ дрезам на поверхности изделий. Усталостные трещины в такой ста­ ли будут быстро распространяться из-за локализации напряжений у вершины трещины и приводить к внезапному хрупкому разруше­ нию при напряжениях меньше предела текучести. Сталь с высоки­ ми значениями пределов прочности и текучести, но низкой сопро­ тивляемостью распространению трещины невозможно использовать в высоконагруженных конструкциях.

Важнейшее преимущество ВТМО — это ее замечательная спо­ собность одновременно повышать и показатели прочности, и сопро­ тивляемость распространению трещины (вязкость разрушения).

В кристаллах мартенсита, фрагментированных субграницами, при нагружении возникают меньшие скопления дислокаций, т. е. создаются меньшие пики локальных напряжений. Кроме того, при развитом субзеренном строении напряжения, локализованные у вершины трещины, могут легко релаксировать. Меньший уровень и более легкая релаксация пиковых напряжений обусловливают вы­ сокую сопротивляемость распространению трещины в сталях, под­

превращения аустенит имел хорошо развитую полигонизованную структуру.

Степень горячей деформации при ВТМО не должна быть слиш­ ком большой, иначе развивается рекристаллизация, снижающая упрочнение (рис. 225). С увеличением скорости деформирования усиливается горячий наклеп, что в сочетании с деформационным разогревом приводит к рекристаллизации.

Применение дробной деформации с суммарным обжатием, рав­ ным большому обжатию за один проход, облегчает деформирова­ ние и способствует развитию динамической полигонизации.

Для каждой марки стали, вида и сечения изделия необходимо подбирать оптимальное сочетание температуры, степени, скорости и дробности деформации, чтобы получить развитую полигонизо­ ванную структуру аустенита.

После окончания деформирования углеродистых и низколегиро­ ванных сталей необходима немедленная закалка, чтобы предот­ вратить статическую рекристаллизацию и сохранить полигонизо­ ванную структуру к началу мартенситного превращения. В средне-

391

и особенно высоколегированных сталях переползание дислокаций, а значит, и полигонизация замедлены. Эти стали после окончания деформирования могут находиться в состоянии горячего наклепа и иметь неполигонизованную структуру, наследование которой мар­ тенситом не обеспечивает требуемого уровня механических свойств. Поэтому по окончании деформирования таких сталей необходима строго регламентированная выдержка перед закалкой, позволяю­ щая развиться статической полигонизации.

Большой интерес представляет обнаруженное М. Л. Бернштей­ ном явление наследования («обратимости») упрочнения от ВТМО при повторной термической обработке. Оказалось, что упрочнение от ВТМО сохраняется, если сталь перезакалить с кратковременной выдержкой при температуре нагрева под закалку или если упроч­ ненную ВТМО сталь вначале подвергнуть высокому отпуску, а за­ тем перезакалить. Например, предел прочности стали 37XH3A пос­ ле ВТМО по режиму деформация 25% при 950° -»• закалка — от­ пуск при 100°С равен 250 кгс/мм2. Если такую сталь отпустить при 500°С в течение 30 мин, а затем закалить с температуры 900°С с выдержкой 2 мин и отпустить при 100°С, то вновь достигается пре­ дел прочности около 250 кгс/мм2. Таким образом, субструктура, созданная при горячей деформации аустенита, один раз наследо­ валась при у —«-превращении во время ВТМО, в определенной ме­ ре сохранялась при высоком отпуске и еще дважды наследовалась во время перезакалки при а -*у и у —a-превращениях. Механизм наследования субструктуры при а —у-превращении остается невы­ ясненным. Короткая выдержка при повторной закалке предотвра­ щает развитие рекристаллизации аустенита, которая уничтожила бы полигонизаванную структуру и соответственно упрочнение от предшествующей ВТМО.

Эффект наследования упрочнения при повторных кратковремен­ ных нагревах позволяет расширить область применения ВТМО. На­ пример, на металлургическом заводе сталь можно закалить с про­ катного нагрева, после чего подвергнуть ее высокому отпуску, что дает возможность проводить обработку резанием или другую меха­ ническую обработку. Полученное изделие после закалки с неболь­ шой выдержкой и низкого отпуска приобретает повышенную проч­ ность, которая как бы была «заложена» в металл при ВТМО.

ВТМО, несмотря на менее сильное упрочнение, имеет неоспори­ мые преимущества перед НТМО. К ним относятся одновременное повышение прочности и вязкости разрушения, высокая технологич­ ность (для деформирования не требуется специализированного мощного оборудования), применимость не только к легированным сталям с повышенной устойчивостью переохлажденного аустенита, но и к углеродистым и низколегированным сталям.

Изложенные представления о закономерностях изменения структуры и свойств сталей при ВТМО, базирующиеся на работах М. Л. Бернштейна и других исследователей, показывают, что эта разновидность термомеханической обработки является одним из перспективных путей повышения конструктивной прочности стали.

392