книги из ГПНТБ / Физические основы электротермического упрочнения стали

Неравномерность нагрева пластинчатого перлита в большой степени зависит от взаимного расположения перлитной колонии и направления тока. Кинетические кривые нагрева строились для каждой структурной составляющей при последовательном и парал­ лельном расположении ферритных и цементитных пластин по отно­ шению к протекающему току. Наибольшее различие в темпе на­ грева феррита и цементита наблюдается при последовательном про­ хождении тока через ферритные и цементитные пластины. При начальной скорости нагрева стали, равной 1000 град1сек, пластина

цементита нагревается примерно в 20 раз быстрее пластины феррита. Точность проведенного расчета ки­ нетики электронагрева можно опре-

Uементит t°A Феррит I Цементит

откуда следует, что неравномерность нагрева перлитной стали за­ висит лишь от скорости нагрева и степени дисперсности ферритной составляющей. Сопоставляя этот результат с формулой (67), при г = 2г получаем

ператур всего в 2 раза больше максимально возможного перепада при нагреве зернистой структуры, если дисперсность карбидной фазы примерно одинакова. В постановке задачи рассматривался случай максимальной неоднородности нагрева структурных состав­ ляющих, поэтому средние значения перепадов температур еще мень­ ше вычисленных. Отсюда становится очевидным, что возможность сколько-нибудь заметных температурных неоднородностей при реальных скоростях нагрева гетерогенной стали исключена из-за весьма быстрой релаксации их благодаря теплопроводности в мик­ ронных областях структуры. Эта оценка формально повторяет результат по кинетике аустенизации, где также благодаря неболь­ шим расстояниям между центрами зарождения у-фазы время диф­ фузионной релаксации концентрационных неоднородностей весь­ ма мало.

Таким образом, нами получен однозначный ответ: перлитная колония в любом случае нагревается однородно, как одно целое. Од­ нако разные перлитные колонии, ориентированные под разным уг­ лом к направлению тока (т. е. параллельно или последовательно), могут нагреваться с различными скоростями и при размерах коло­

не может быть большей неравномерности температур. Следователь­ но, гетерогенная структура стали при реально применяемых ско­ ростях электронагрева нагревается однородно по всему сечению, без сколько-нибудь заметного перепада температур по структурным элементам.

Задача о неоднородности электронагрева гетерогенных сплавов в более общем виде решена М. А. Кривоглазом [170]. Им рассмот­ рены одновременно процессы нагрева и теплопередачи между фаза­ ми. Показано, что температурная неоднородность при нагреве ге­ терогенной смеси может оказаться существенной, если выполняет­ ся условие г ~ atx (г — радиус частиц или толщина пластин,

at — коэффициент температуропроводности, т — время нагрева). Из оценки, полученной для стали эвтектоидного состава с зернис­

нородность между ферритом и перлитными колониями, которые можно рассматривать как частицы со средними теплофизическими параметрами, достигается при меньших скоростях нагрева, хотя и в этом'случае речь идет о десятках тысяч градусов в секунду, что во много раз превышает предельные скорости, возможные в прак­ тике электротермической обработки. Это, в свою очередь, означает, что микронеоднородности температур никакого влияния на' процес­ сы аустенитообразования оказать не могут. Истинная «специфика электронагрева» состоит в том, что тепловая энергия, необходимая для реакции аустенитообразования, создается непосредственно в реагирующем объеме, а не поступает к нему из периферийных об­ ластей за счет теплопроводности, как это происходит при внешнем нагреве. Следовательно, единственной причиной замедленного об­ разования аустенита при нагреве стали в ваннах или печах являет­ ся теплопроводность, влияние которой проявляется тем больше, чем крупнее размеры детали. Уникальной особенностью скорост­ ной электротермической обработки стали является формирование структур в полном соответствии с физико-химической природой фазовых превращений, происходящих в «чистом» виде, не замед­ ленных теплопроводностью. Этот метод дает возможность получать осободисперсные структуры закаленной и отпущенной стали, ко­ торые придают ей высокую прочность и пластичность. Поэтому перспективность его очевидна.

Глава вторая

ПР Е В Р А Щ Е Н И Я

ВЗ А К А Л Е Н Н О Й

СТ А Л И

ПР И С К О Р О С Т Н О М

ОТ П У С К Е

Основные вопросы, связанные со структурными изменениями при закалке сталей, подробно рассмотрены во многих работах [17, 27, 83, 171—180]. Поэтому мы останавливаемся на них лишь в тех слу­ чаях, когда это необходимо для исследования проблемы скоростной электротермической обработки. Например, при рассмотрении влия­

СТРОЕНИЕ МАРТЕНСИТА

В последние годы в изучении строения мартенсита закаленной стали достигнут значительный прогресс. Однако трактовка природы мар­ тенсита существенно не изменилась. Применение новейших методов исследования — трансмиссионной электронной микроскопии, мик­ родифракции, калориметрических измерений, внутреннего трения — лишь подтвердило результаты рентгенографического анализа, по­ лученные Г. В. Курдюмовым, Н. Я- Селяковым, И. Т. Гудцовой [171 ] еще в 20-х годах.

Сущность закалки стали, по Г. В. Курдюмову, состоит в образо­ вании в результате бездиффузионного превращения [172] из аусте­ нита кристаллов пересыщенного твердого раствора углерода в фер­ рите — мартенсита с тетрагонально искаженной ОЦК решеткой и особой микро- и субмикроструктурой. Степень тетрагональности решетки мартенсита, определяемая отношением параметров ре­ шетки с/а, прямо зависит от содержания углерода в стали [182]. Мартенситное превращение при закалке стали представляет собой

закономерную перестройку решетки, при которой смещения атомов не превышают межатомных расстояний. В результате этого в мар­ тенсите полностью фиксируется концентрационное состояние у-фа- зы по углероду и другим элементам, причем атомы углерода, нахо­ дящиеся в октаэдрических порах ГЦК решетки аустенита, попадают в октаэдрические поры ОЦК решетки мартенсита, но не во все, а только в те, которые расположены вдоль одной из трех осей <100> а-фазы. Именно поэтому один из параметров решетки — с — ока­ зывается больше двух других и, таким образом, тетрагональность мартенсита является прямым следствием бездиффузионного мартенситного превращения.

Уточнения изложенной трактовки природы мартенсита касают­ ся главным образом содержания углерода в закаленной стали и морфологии тонкой структуры мартенсита и продуктов его распа­ да. Развитие методов прямого электронномикроскопического ис­ следования металлов открыло новые возможности для изучения тонкой структуры мартенсита, а следовательно, его строения и по­ ведения при отпуске. Структуре углеродистого мартенсита посвя­

от содержания углерода в стали. В сталях доэвтектоидного состава мартенсит имеет форму игл с длинной осью, параллельной (111)м, т. е. подобен мартенситу, обнаруженному в стали Х18Н8 [186]. Отсутствие остаточного аустенита затрудняет более полное опре­ деление ориентационного соотношения и других кристаллографи­ ческих характеристик этих мартенситных игл. Значительные об­ ласти в высокоуглеродистых сталях имеют пластины мартенсита с внутренними двойниками. Габитусная плоскость и ориентационные соотношения в высокоуглеродистой стали, содержащей оста­ точный аустенит, соответствуют ориентационным соотношениям Курдюмова — Закса [187]. Методом микродифракции установлено, что плоскости двойников соответствуют {112}д1. Количественное соотношение игл и пластин зависит от содержания углерода в ста­

эвтектоидного состава мартенсит [183—186] почти полностью со­ стоит из внутренне двойникованных пластин. Келли и Наттинг свя­ зывают характер структуры мартенсита с температурными условия­ ми его образования, которые зависят от содержания углерода в стали. По их мнению, образование и микродвойникование пластин происходит при низкой температуре превращения. Игольчатую форму мартенсит приобретает при более высокой температуре. Они предполагают, что механизм образования игольчатого мартенсита отличается от механизма образования пластин, содержащих внут­ ренние двойники. Дислокационная структура мартенсита в ука­ занных двух случаях выглядит по-разному [183, 186, 188].

Характер структуры мартенсита во многом определяет его ме­ ханические свойства, в частности твердость и хрупкость. Согласно

Рассматриваемая тонкая (блочная) субмикроструктура мар­ тенсита малоуглеродистой стали, по-видимому, имеет важное зна­ чение для объяснения механических свойств такой стали, и в част­ ности более высокой вязкости и меньшей склонности к хрупкому разрушению по сравнению с высокоуглеродистой сталью. Дейст­ вительно, у малоуглеродистого мартенсита хорошо развитая блоч­ ная субмикроструктура вносит существенный вклад в упрочнение. Это следует из данных о прочностных свойствах мартенсита почти безуглеродистых сплавов железа [180]. В то же время в малоугле­ родистом мартенсите упрочняющее влияние углерода, количество

Рис. 82. Схема строения кристалла мартенсита ма­ лоуглеродистой стали.

которого невелико, значительно слабее, чем в высокоуглеродистом мартенсите. Такое сочетание двух упрочняющих факторов благо­ приятствует снижению хладноломкости стали. В мартенсите мало­ углеродистых сталей с 0,3—0,4% углерода наблюдается также не­ которое количество тонких внутренних двойников [184—186].

На основании исследований тонкой структуры закаленной ма­

порядка 400° С) начинается мартенситное превращение, в процес­ се которого в результате сдвига формируются кристаллы игольчато­ го мартенсита с дислокационной сеткой, являющейся следствием неоднородной деформации. Образовавшиеся кристаллы мартенси­ та подвергаются также дополнительным деформациям, вызванным взаимодействием соседних растущих мартенситных кристаллов. При этом дислокации в кристаллах перераспределяются. Поскольку дислокации, образующие сетки, прямые и могут лежать на одних и тех же кристаллографических плоскостях, возможно их взаимо­ действие. Если дислокации имеют одинаковые векторы Бюргерса, то в точках пересечения они могут аннигилировать. В этом случае происходит огибание точек пересечения. С другой стороны, если

две системы дислокаций имеют векторы Бюргерса ~ [111 ] и [ i l l ] , то они взаимодействуют, образуя короткий отрезок дислокаций

Эти представления явились серьезным шагом в выяснении природы мартенсита закаленной стали. Чрезвычайно высокая диффузион­ ная подвижность углерода в а-решетке приводит к тому, что в за­ каленной стали при комнатной температуре еще до начала распа­ да протекают процессы перемещения атомов углерода к дислока­ циям и другим дефектам [197, 198]. Имеющиеся в мартенсите дефекты могут поглотить значительное количество углерода (до 0,1—0,2%) [182]. «Дефектный» углерод не только снимает тетрагональность прилегающих к нему областей мартенсита, но и су­ щественно влияет на процессы отпуска закаленной стали, изменяя обычную картину карбидообразования при отпуске.

В кристаллах высокоуглеродистого мартенсита, как и мало­ углеродистого, при удачной ориентировке фольги наблюдается дислокационная сетка, образованная системой параллельных дис­ локаций. Контраст дислокаций сильно зависит от ориентировки фольги по отношению к падающему пучку электронов. При изме­ нении наклона фольги часто появляется новая система параллель­ ных дислокаций, ориентированных в другом направлении. Величи­ на плотности дислокаций, образующих сетку, в высокоуглеродис­ той стали составляет не менее 10й см~2. Дислокационная сетка наблюдалась на всех исследованных с помощью гониометра участ­ ках мартенситного кристалла. Кроме дислокационной сетки на многих участках кристалла имеются тонкие внутренние двойники.

двойника. Если пачка тонких двойников располагается параллель­ но электронному пучку, то контраст возникает, когда одна из ориен­ тировок (матрица или двойник) находится в более сильном отра­ жающем положении по сравнению с другой. При наклоне двойни­ ковых пластин по отношению к первичному пучку контраст может исчезнуть, так как первичный пучок пронизывает более одной двойниковой пластины. Величина критического угла, выше кото­ рого контраст двойников исчезает, колеблется в пределах 3—12° в зависимости от ширины двойников и толщины фольги. Малая ве­ личина угла наклона двойников по отношению к первичному пуч­

случаях исследовались при помощи гониометра, что позволяло вы­ являть двойники на тех участках образца, на которых они не видны при первичном просмотре фольги.

Тонкие двойники в кристаллах мартенсита, как правило, мож­ но выявить также по микродифракционной картине, где, наряду с рефлексами от основного кристалла, наблюдаются двойниковые рефлексы. Для индицирования дифракционной картины от двой­ никовых областей применялся аналитический расчет [199], при по"- мощи которого определялось положение всех двойниковых рефлек-