книги из ГПНТБ / Физические основы электротермического упрочнения стали

причем ее барьерное действие зависит главным образом от размера ячеек, угла разориентировки их, а в случае неоднородной струк­ туры, когда возможно совместное существование ячеистой структу­ ры и дислокаций «леса»,— от степени развития ячеистой структуры и равномерности ее распределения по объему. Последние факторы представляют интерес главным образом в практическом отношении, при выборе технологических параметров термомеханической обра­ ботки с целью упрочнения сплава. Границы ячеек оказывают барьер­ ное действие на рост игл мартенсита, хотя и в несколько меньшей степени, чем границы зерен аустенита. Тормозящее действие их проявляется в том, что образующийся мартенсит имеет более мелко­ игольчатую форму.

Тормозящее действие на рост игл мартенсита оказывают и

тенситных превращениях исследована на системах Fe — Ni —- Си и Fe — Ni — Al [228—230]. В качестве второй фазы рассматрива­ лись выделения у'-фазы в конструкционной стали с карбидами ванадия V4 C3 [231] и в сплаве Fe — Ni — С с цементитом [232]. Показано, что в связи с выделением частиц второй фазы изменяют­ ся форма, размеры мартенсита и температура начала его превра­ щения. В работе [233] аналитически вычислена зависимость тем­ пературы начала превращения мартенсита от структурных элемен­ тов сплава, оказывающих барьерное действие на рост мартенситных кристаллов и поэтому тормозящих развитие мартенситного пре­ вращения. Температура начала превращения снижается, а длина мартенситных кристаллов и общее количество образующегося при охлаждении мартенсита уменьшаются [227]. Структурными эле­ ментами, служащими весьма эффективными препятствиями для рас­ тущих мартенситных игл, как отмечалось выше, являются границы верен, полосы скольжения, двойники деформации и отжига, избы­ точная фаза и неметаллические включения, поры, ячеистая струк­ тура. Экспериментально установлено, что структурная чувстви­ тельность мартенситного превращения не зависит от конкретной

(т0 — сопротивление движению дислокаций, образующих мартен­ ситный кристалл, А — размер структурного элемента, оказывающе­ го барьерное действие на растущую иглу мартенсита, С — постоян­ ный коэффициент, q — скрытая теплота превращения, — тем­ пература термодинамического равновесия аустенита и мартенсита, Мн — температура начала интенсивного образования мартенсита,

или инструментально определяемая температура начала мартенситного превращения, г — геометрический фактор).

Проверка уравнения (71) (проведена на значительном количест­ ве объектов) показала, что оно справедливо во всех случаях, если

VHl°C I 2

110 850

300 •W

290•830

280 820\

Рис. 88. Зависимость мартенситной точки сплавов на осно­ ве железа от размера зерна аустенита [227].

под А подразумевается эффективное расстояние между структурны­ ми элементами, служащими барьерами при распространении игл мартенсита. На рис. 88—90 приведены результаты эксперименталь­ ной проверки уравнения.

Итак, явление наследования дефектной структуры аустенита

действием структурных элементов аустенита на растущие кри­ сталлы мартенсита. Правильное понимание природы процессов, от которых зависит структурное состояние мартенситной фазы, дает возможность эффективно управлять структурой стали, сведя к ми­ нимуму эмпирический подход в выборе технологических режимов.

Морфология мартенсита закалки зависит не только от структур­ ных элементов, но и от неоднородности аустенита. Концентрацион­ ная неоднородность аустенита, возникающая при скоростном нагреве стали, приводит к размытию температурного интервала мартенситного превращения [68, 87, 234]. При закалке в сталях эвтектоидного состава, наряду с двойникованным мартенситом, могут появляться участки микроструктуры с преобладанием недвойникованного мартенсита, характерного для малоуглеродистой ста­ ли, причем количество его будет тем больше, чем выше концентра­ ционная неоднородность аустенита. Последняя, в свою очередь, тем выше, чем грубее исходная структура стали и больше скорость нагрева [68]. Таким образом, для получения однородного по угле­ роду мартенсита при скоростной электрозакалке следует приме­ нять предварительно деформированные стали с высокодисперсной карбидной фазой [68, 128]. Другие стали, например со структурой крупнозернистого цементита, желательно подвергать двойной за­ калке, позволяющей измельчить структуру и получить однород­

к заметной неоднородности структуры после закалки и повышению количества остаточного аустенита. В то же время в результате ско­ ростного нагрева высокодисперсной стали количество остаточного аустенита в ней уменьшается по сравнению со структурой закален­ ной стали, полученной при нагреве в печи [234].

Весьма своеобразным может оказаться влияние больших ско­ ростей нагрева на структуру закаленной доэвтектоидной стали

При закалке доэвтектоидной отожженной стали скоростным на­ гревом может сформироваться необычная структура: в мягкой ферритной матрице появятся включения высокоуглеродистого мартен­ сита, при этом не исключено, что, в отличие от обычного высоко­ углеродистого мартенсита, локально образовавшийся в перлитных участках мартенсит не будет двойникован, так как возможна лег­ кая релаксация напряжений на прилегающих соседних участках структурно-свободного феррита. Такое строение закаленной ста­ ли несомненно отразится на продуктах распада мартенсита и де­ формации их при волочении или прокатке, а также на комплексе соответствующих механических свойств.

кацией, вкладывая в превращения тот же смысл, что и в превра­ щения, происходящие при медленном нагреве.

Прежде чем перейти к изложению сути процессов при скорост­ ном отпуске, остановимся вкратце на важнейших эксперименталь­ ных результатах, полученных при малых (печных) скоростях на­ грева.

Согласно рентгеновским исследованиям структуры закаленной стали, изменение ее свойств при отпуске в температурном интерва­ ле 100—150° С объясняется уменьшением тетрагональности решет­ ки мартенсита вследствие выделения углерода из твердого раствора.

процесса, не изменяя его механизм [238]. Рентгеноструктурные иссле­ дования при температурах отпуска 80, 100 и 120° С показали, что об­ разование низкотемпературного карбида и увеличение неоднороднос­ ти концентрации углерода сопровождаются повышением упругих на­ пряжений в микрообластях мартенсита, приводящих к изменению его блочной структуры. Отпуск до 300° С позволяет рентгенографи­ чески обнаружить цементит, количество которого при повышении температуры возрастает, при этом решетка мартенсита приближает­ ся к решетке а-железа [239, 240].

Остановимся кратко на данных о структурных изменениях угле­ родистого мартенсита при отпуске, полученных главным образом электронномикроскопическим методом [184, 185, 241].

Выше отмечалось, что с увеличением содержания углерода в стали уменьшается толщина двойников превращения. Соответ­ ственно изменяется и дифракционная картина. После отпуска мар­ тенсита заэвтектоидной стали в течение 1 ч при 100° С структура двойникованных участков изменяется. Дислокационная сетка по­ добна сетке неотпущенного мартенсита, тетратональность изменяет­ ся в пределах ошибки измерения. Тем не менее вследствие высокой диффузионной подвижности углерода в мартенсите появляются тонкие пластинчатые образования, на электронограммах — полосы интенсивности, т. е. начальная стадия распада мартенсита подобна

146 начальной стадии процессов старения пересыщенных твердых рас-

матрицы, исчезают. Тетрагональность мартенсита уменьшается,

— » 1,008.

а

Второе превращение при отпуске связывают с распадом оста­ точного аустенита. Продуктами распада являются карбид и мар­ тенсит отпуска. Обычно считают, что второе превращение проис­ ходит при 230—280° С, однако, по данным работы [27], можно наблюдать признаки распада остаточного аустенита после длитель­ ных выдержек при 150° С. Карбидообразующие элементы смещают интервал интенсивного распада остаточного аустенита в область повышенных температур. Как правило, распаду остаточного аустенита приписывают механизм, присущий распаду переохлаж­ денного аустенита в соответствующем температурном интервале. В данном случае механизм распада аналогичен механизму проме­ жуточного превращения.

К сожалению, экспериментальных данных о механизме распада остаточного аустенита при больших скоростях отпуска почти нет, так как исследование этого интересного и важного в практическом отношении явления связано с определенными методическими труд­ ностями. Кинетические особенности распада остаточного аустенита при высоких скоростях нагрева изучены более подробно (см. следу­ ющий параграф).

В процессе третьего превращения (при 260—360° С) заметно изменяется удельный объем стали, параметр решетки а-фазы оста­ ется постоянным [242]. Природа процессов третьего превращения при отпуске пока не установлена. Некоторые исследователи счи­ тают [179, 240, 242—245], что карбид, образующийся при всех температурах отпуска, тождествен по составу и типу решетки це­ ментиту, а третье превращение является результатом структурных изменений. Например, в работах [240, 246] третье превращение при отпуске объяснялось выделением карбидных частиц из мартенситной фазы, а также изменением их формы и степени дисперсности. Заметим, однако, что расчетные оценки ожидаемых объемных из­ менений при таком подходе к природе третьего превращения мень­ ше значений, полученных экспериментально. Поэтому едва ли третье превращение следует трактовать только как структурное.

Согласно другой точке зрения [247, 248], карбид, образующий­ ся при низкотемпературном отпуске, отличен от цементита по струк­

является цементитом с присущей ему орторомбической решеткой, что было установлено рентгенографически [237]. Это объяснение природы третьего превращения (карбидное превращение низкотем­ пературного карбида в цементит непосредственно [249—252] или через промежуточный карбид [248]) подтверждается также магни­ тометрическими измерениями.

Электронномикроскопическому исследованию структуры стали, образующейся при низкотемпературном отпуске, посвящены рабо­ ты [184, 185, 253]. На ранних стадиях отпуска наблюдалось два вида карбидных выделений, которые соответствовали типам мар­ тенсита, образующегося в углеродистых сталях. В сталях с низким содержанием углерода сначала образуется е-карбид, а при 300° С — цементит с дефектной кристаллической решеткой [254]. После от­ пуска при 400° С наблюдается укрупнение карбидов и совершен­ ствование решетки цементита. При температуре порядка 500° С про­ исходит полигонизация ферритной матрицы, сфероидизация кар­ бидов и дальнейшее совершенствование кристаллической решетки цементита. При 550—600° С матрица рекристаллизуется. В высо­ коуглеродистой стали [186] в связи с появлением внутренних двойников изменяется расположение выделений на ранних стадиях. Отпуск при 100° С в течение 1 ч вызывает некоторое изменение твердости, при этом структура в основном не изменяется. После 300° С крупные карбиды располагаются вдоль двойников, а малые выделения — под углом к их границам (в отличие от малоуглеро­ дистой стали, у которой цементит выделяется главным образом по границам игл).

Процесс распада мартенсита в высокоуглеродистой стали за­ метно осложнен образованием при закалке значительного количест­ ва мартенситных кристаллов, имеющих внутренние двойники. При низкотемпературном отпуске в этих кристаллах выделяются кар­ биды цементитного типа и геометрия их выделения связана с двой­ никовыми плоскостями. Ориентационные соотношения между цемен­ титом и мартенситом были установлены в работе [255]. В областях, не имеющих внутренних двойников, распад мартенсита, как и в малоуглеродистых сталях, сопровождается выделением е-карбида, последующие трансформации в них также аналогичны соответствую­ щим превращениям в малоуглеродистых сталях.

Таким образом, при отпуске в высокоуглеродистых сталях воз­ можно образование одновременно как низкотемпературного е-кар­ бида, так и низкотемпературного цементита [253, 254]. По-видимо­ му, именно это послужило причиной длительных дискуссий о при­ роде низкотемпературного метастабильного карбида.

После отпуска при 500° С карбиды по границам двойников сфероидизируются. Независимо от содержания углерода при 400° С начинается возврат, при 500° С образуется полигонизационная сетка, а при 600° С происходит рекристаллизация. Карбиды на­ блюдаются преимущественно на границах рекристаллизованных зе­ рен. В работе [255] было установлено, что е-карбид растворяется