книги из ГПНТБ / Физические основы электротермического упрочнения стали

щений, поэтому о метастабильных превращениях можно говорить как о самостоятельной широкой области физического металлове­ дения, выяснение важнейших закономерностей в которой состав­

став его, по данным работы [152], близок к эвтектоидному.

ДИЛАТОМЕТРИЧЕСКИЕ ИЗМЕНЕНИЯ В ДЕФОРМИРОВАННОЙ СТАЛИ ПРИ СКОРОСТНОМ ОТЖИГЕ

Эффекты наследования играют очень важную роль в процессах упрочнения стали при помощи электротермомеханической обра­ ботки [161—166]. Однако вопрос о наследовании -у-фазой дефектной структуры а-фазы не изучен.

Скоростной нагрев предварительно деформированной стали со­ провождается характерными явлениями, которые могут служить

теристик нами были избраны для измерения именно такие, которые легко регистрируются в процессе непрерывного нагрева. Это темпе­ ратура начала фазового а -у у превращения, которая, как было показано выше, снижается с увеличением степени деформации при постоянной скорости нагрева [128], и дилатометрический эффект сжатия при а ->- у переходе, зависящий при быстром нагреве от степени дефектности стали непосредственно перед превращением.

вращения. Весьма чувствительным индикатором степени завершен­ ности отжига является изменение остаточной длины образца после скоростного отжига. Известно, что деформированная стальная проволока обычно находится под действием сжимающих осевых на­ пряжений, в результате релаксации которых при отжиге увеличивает­ ся ее длина. Количественное изменение величины релаксировавших напряжений I рода по данным измерения длины проволочных образ­ цов определялось нами для того, чтобы изучить явление наследова­ ния у-фазой дефектной структуры а-фазы.

Эксперимент был поставлен на малоуглеродистой стали 08кп и стали У9, в которой фазовые превращения при скоростном нагре­ ве изучены достаточно полно. Образцы деформировались холодным волочением для получения суммарных обжатий от 10 до 86% через каждые 10% при конечном диаметре образца 1,5 мм. Для исследова-

Н2 ния были выбраны три исходные структуры с различным межплас-

области соответствует температуре фазовой перекристаллизации отожженной стали, а левая — стали, деформированной на 86% суммарного обжатия.

Определив остаточное удлинение образца, можно было вычислить среднюю величину напряжений I рода о по формуле

в стали У9, вычисленных по данным измерения остаточной длины после отжига до различных температур для всех трех исходных перед деформацией структурных состояний. Можно бтметить сле­ дующие особенности. По мере возрастания температуры отжига как в области а-фазы, так и в области у-фазы величина редактировавших в образце напряжений постепенно увеличивается, примем это уве­ личение зависит от степени предварительной пластической де­ формации и структурного состояния стали перед деформацией. Остаточное удлинение и, следовательно, напряжения I рода тем больше, чем выше дисперсность карбидной фазы в исходной струк­ туре. Далее, на всех кривых отчетливо виден скачок релаксировав­ ших напряжений в образце при переходе через температурный ин­ тервал аустенитного превращения. Можно различит* три этапа,

эффектом в отожженной стали. Скоростной отжиг (см. рис. 75) умень­ шает эту разницу, сводя ее к нулю при нагреве до температур ре­ кристаллизации аустенита. Характерно, что температурные интер­ валы уменьшения дилатометрического эффекта а -у у превращения и релаксации напряжений I рода совпадают. Это свидетельствует об идентичности их природы, а также служит достаточно убедитель­ ным подтверждением наследования 7-фазой дефектной структуры а-фазы.

Поскольку повышенная плотность дефектов, сохраняющаяся к моменту начала фазового превращения, является причиной изме­ нения кинетики, а значит, и температурных условий этого превра­ щения, нами была поставлена задача проследить, как изменяется температура начала фазового превращения в зависимости от измене­ ния температуры предварительного скоростного отжига. На рис. 76

отжиге образцов в области а-фазы. Тем не менее при переходе через интервал фазовой перекристаллизации наблюдается резкий ска­ чок в изменении температуры а ->• у превращения и при дальней­ шем увеличении температуры отжига удается фиксировать изме­ нения температуры, связанные с отжигом дефектов при нагреве стали в области у-фазы вплоть до момента завершения рекристал­ лизации аустенита. Несмотря на сравнительно большую погреш­ ность измерений, по полученной термической кривой можно судить о влиянии предварительной пластической деформации на темпера­ турные интервалы отжига дефектов. Как было показано на рис. 62, предварительный скоростной отжиг в интервале докритических температур (650—680° С) не вызвал заметного изменения темпера­ туры а у превращения, кривая 2 лишь незначительно сместилась в область повышенных температур по сравнению с кривой /. В то же время скоростной отжиг при переходе через зону фазовой перек­ ристаллизации приводит к резкому смещению всей кривой вверх

а-фазы не полностью подавляется процесс отжига дефектов, воз­ никших при холодной пластической деформации. Поэтому дефек­ ты и наследуются у-фазой. Полученные нами экспериментальные данные пока не позволяют конкретно указать количество и вид дефектов, наследуемых аустенитом, однако они в значительной сте­ пени проливают свет на явление наследования при быстром на­ греве.

ДИАГРАММЫ ПРЕИМУЩЕСТВЕННЫХ РЕЖИМОВ

Широкое внедрение в промышленность электронагрева под закалку потребовало пересмотра некоторых технологических норм, установ­ ленных многолетней практикой термообработки сталей. Оказалось, что температура нагрева под закалку, в частности, должна быть тем выше, чем больше скорость нагрева. Одновременно расширяет­ ся и температурный интервал, при закалке из которого получают структуры нормально закаленной стали. Правильно определить режим нагрева под аустенизацию с учетом исходной структуры и ско­ рости нагрева можно лишь при помощи соответствующих диаграмм преимущественных режимов (ДПР), в которых для различных ско­ ростей нагрева указываются зоны недогрева, нормальной закалки и перегрева [25]. В практике электротермической обработки ста­ лей ДПР строятся главным образом на основании металлографи­ ческого анализа структурных состояний, которые формируются при нагреве и изучаются после охлаждения стали до комнатных тем­ ператур. Одновременно для оценки работоспособности этих струк­ тур в условиях эксплуатации измеряются некоторые физические и механические характеристики. На рис. 77 приведены ДПР для отожженных на зернистый перлит и закаленных сталей 38ХА и ШХ6. Изучение закаленного исходного состояния дает возможность оценить роль дисперсности структуры при выборе режима электро­ нагрева, так как при электронагреве предварительно закаленной стали скорость растворения карбидов резко возрастает, что по­ зволяет заметно снизить температуру повторной закалки. Основ­ ными критериями нормальной закалки стали при составлении указанных диаграмм служили твердость, микроструктура и вид из­ лома стали, а критерием перегрева — микроструктура и вид изло­ ма, так как твердость закаленной после электронагрева стали, как правило, не превышала норму даже в тех случаях, когда при из­ ломе обнаруживались явные признаки перегрева. Приведенные диаграммы свидетельствуют о том, что вид исходной перед элект­ ронагревом структуры является важнейшим параметром, учет ко­ торого обязателен наряду с такими параметрами, как скорость нагрева и температура, причем высокие скорости нагрева усилива­ ют влияние структурного фактора. Это означает, что при исполь­ зовании высоких скоростей нагрева следует строить ДПР для раз­ личных структурных состояний. Построение таких диаграмм сопряжено с определенными трудностями, состоящими в примене­ нии весьма трудоемкого металлографического метода исследования.

Для построения ДПР можно применить комплексный метод исследования, который позволяет в процессе нагрева и охлажде­ ния стали непрерывно фиксировать дилатометрическую, термиче­ скую и магнитометрическую кривые [136]. При помощи этого метода удается быстро и надежно получать характерные точки на ДПР, кроме значений температуры, превышение которых при нагрезе

приводит к перегреву или пережогу стали. Не исключая полностью металлографических исследований, он дает возможность проводить их более целенаправленно, уменьшая тем самым время, затрачивае­ мое на построение ДПР. Начало и конец фазовой перекристаллиза­ ции легко определяются благодаря характерным перегибам на дилатометрической кривой, а температура гомогенизации — мето-

5

Рис. 77. Диаграммы преимущественных режимов нагрева при электрозакалке:

дом закалок (посредством регистрации температуры начала появ­ ления первых порций ферромагнитной фазы при помощи быстро­ действующего магнитометра). На рис. 78 приведена ДПР для стали 42Х2НГСМ, построенная указанным методом. Зоны 11 и 12 отража­ ют медленный (печной) нагрев. Поскольку процесс образования аустенита начинается с фазовой а - у у перекристаллизации, то наряду с точками Аг и А3 нанесены значения температуры начала и конца фазового превращения а -> у (Асх и Ас3) в быстронагреваемой отожженной и деформированной на 75% стали. Заметим, что

При скоростном нагреве предварительно деформированной стали кривая зависимости температуры гомогенизации от скорости нагре­ ва 7 резко смещается в область повышенных температур. Ана­ логично изменяется темпера­ тура образования гомогенной у-фазы при нагреве после предварительного рекристаллизационного отжига. Любо­ пытно, что темп смещения тем­ пературных зон 3—4 и /—2 одинаков. Это свидетельствует о тождестве процессов, обус­ ловливающих изменение ки­

нетики a - v у превращения и гомогенизации аустенита.

В практике термообработ­ ки при помощи ТВЧ скорости нагрева по ряду причин не превышают 100—200 град/сек. Исходя из этого, построенные комплексным методом ДПР можно упростить и привести к виду, удобному для исполь­ зования на участках индук­ ционного нагрева. Зоны такой ДПР были тщательно провере­

ны нами при помощи традиционных методов построения ДПР. Так, линии, ограничивающие верхнюю область неполной закалки и нижнюю область преимущественных режимов, проверены по данным изме­ рения твердости и механических свойств. При построении линий, ограничивающих верхнюю зону преимущественных режимов и нижнюю область перегрева структуры стали, учтены металлогра­ фические исследования и механические свойства образцов. Таким образом, ДПР, построенные в координатах температура — скорость нагрева, характеризуют не только условия получения качествен­ ных структур закалки, но и в некоторой степени зависимость ки­ нетики аустенитообразования от скорости нагрева и исходной струк­ туры.

РОЛЬ МИКРОНЕОДНОРОДНОСТЕЙ ТЕМПЕРАТУР В АУСТЕНИЗАЦИИ СТАЛИ

Как известно, при электронагреве аустенит формируется в чрез­ вычайно короткие промежутки времени, несмотря на диффузионную природу образования. Поэтому вначале у исследователей сложи­ лось такое представление, что электрический ток оказывает неко­ торое специфическое влияние на процесс аустенизации. Н. В. Гевелинг [4] объяснял «специфику электронагрева» неоднородностями электрического тока при его прохождении через феррито-цемен- титную смесь. Различие электропроводности двух фаз, составля­ ющих перлит, должно приводить к уплотнению тока вблизи поверх­ ности сферических частиц карбидов, в результате чего на границе феррит — цементит возникают локальные перегревы, которые яко­ бы и ускоряют растворение карбидов в образовавшемся аустените. Такого рода микронеоднородностями температуры в стали, на­

са оказалось задачей весьма сложной, были предприняты попытки найти теоретическое решение проблемы температурной неоднород­ ности при электронагреве стали. Н. М. Родигин [168] и А. Г. Спектор [48] достаточно убедительно показали, что коэффициент мак­ симально возможной неоднородности тока (в предположении, что в проводящем феррите находятся непроводящие сферические части­ цы цементита) может быть равным 2. Наибольший перегрев — у по­

родностью температур в структуре зернистого перлита можно пре­ небречь.

Расчет неоднородностей нагрева структур другого типа — пластинчатого перлита был выполнен в работе [169]. Задача ре­ шалась в два этапа. Вначале определялась кинетика электрона­ грева каждой структурной составляющей (ферритной и цементитной пластин), при этом не учитывалась теплопроводность. Затем при максимальном различии в темпе нагрева двух соседних структур­ ных составляющих рассчитывалась кинетика релаксации темпера­ турного перепада.