книги из ГПНТБ / Физические основы электротермического упрочнения стали

пературы твердость резко снижается вследствие укрупнения цементитных частиц.

Изменение коэрцитивной силы и твердости при электроотпуске носит иной характер: минимум Нс смещен в область более высо­ ких температур, а положение максимума становится неопределен­ ным, так как он перекрывается интервалом фазового превраще­ ния. Минимум твердости смещен в область температур 600° С, а вторичное изменение твердости не проявляется при нагреве вплоть

результаты служат еще одним подтверждением предполагаемой схе­ мы карбидных превращений при скоростном отпуске легированных сталей, согласно которой при распаде мартенсита сначала обра­ зуются углеродистые карбиды, а затем уже специальные карбиды.

Представляет интерес также выяснение степени стабильности структур, получаемых в процессе скоростного электроотпуска. Для проверки устойчивости структуры в работе [160] электроотпущенную сталь повторно нагревали в печи с выдержкой в течение 1 ч

отпуска твердость снова увеличивалась, достигая второго максиму­ ма в области температур 600° С. После электроотпуска при 560° С

характер кривой изменялся мало. Однако интенсивность снижения твердости уменьшалась в интервале 250—500° С. После электро­ отпуска при 670° С, несмотря на наличие максимума в области 250° С, наблюдалось сравнительно небольшое изменение твердости при нагреве до 500° С. Это свидетельствует о том, что процессы карбидообразования в указанном интервале температур в основном завершились и, следовательно, стабильность полученных структур повысилась.

Статистически обработанные данные о величинах карбидных час­ тиц при различных температурах печного и скоростного отпуска сталей 38ХА и ШХ6 приведены в работе [288]. Для сравнения на рис. 114 показано изменение размеров карбидов в стали У12 [291 ]. Анализ показывает, что легирование хромом в пределах 0,6—1,0% существенно замедляет процессы коагуляции карбидов, в резуль­ тате чего при отпуске в течение 1 ч в интервале температур 300— 600° С средний размер карбидов увеличивается не более чем в 2 ра­ за. В углеродистых сталях в подобных условиях карбиды укрупня­ ются в 5—7 раз. Можно считать, что данные о стали ШХ6 [2881 качественно согласуются с результатами работы [239] (рис. 115), если учесть, что заниженные значения величины карбидов, полу­ ченные рентгеновским методом, могут быть обусловлены блочной структурой карбидов, так как на измерение при рентгеновском ме­ тоде влияет размер области когерентного рассеивания лучей. В ра­ боте [288] также показано, что при электроотпуске легированной ста­ ли дополнительно задерживается коагуляция карбидной фазы, хо-

172 тя и в значительно меньшей степени, чем при электроотпуске угле-

родистой стали. Это, по-видимому, объясняется тем, что при ско­ ростном отпуске образуются карбиды минимальных размеров и если карбиды таких размеров будут образовываться вследствие ле­ гирования, то тенденция их к дальнейшему росту при повышении температуры будет меньше, чем у углеродистых сталей, а это озна­ чает, что нет необходимости в повышении скорости нагрева для по­ давления процесса коагуляции. К тому же увеличение скорости нагрева при отпуске приводит к появлению более мелких карбид­ ных выделений по сравнению с печным нагревом. Таким образом, приведенные результаты позволяют сделать вывод о том, что элект­

лической решетки матрицы, о форме, размерах и распределении вы­ деляющихся при электроотпуске фаз, о кристаллической структуре карбидов электроотпущенной стали.

Увеличение скорости нагрева при отпуске приводит к смеще­ нию температурных интервалов эффектов отпуска в область по­ вышенных температур. В связи с этим изменяется кинетика всех стадий отпуска и формируются определенные, присущие только электроотпущенной стали структурные состояния. Структура электроотпущенной углеродистой стали изучалась в работах [287, 290]. Закаленные образцы из стали, содержащей 0,9% угле­ рода, вначале подвергались отпуску на установке для комплекс­ ного исследования металлов и сплавов [136] со скоростью нагрева 500 град/сек, а затем исследовались электронномикроскопическим методом (рис. 116). Напомним, что кристаллы мартенсита в такой стали содержат внутренние двойники. Однако в значительном

количестве микрообластей образование тетрагонального мартенсита происходит без видимых признаков внутреннего двойникования.

После электроотпуска до 120—150°С обнаружить какие-либо изменения в структуре не удалось. Не изменялась она и при на­ греве до 170° С, хотя на микродифракционной картине были заме­ чены некоторые изменения: на микроэлектронограммах участка, не имеющего двойников, видны тонкие тяжи с направлениями (100), свидетельствующие об образовании тонких пластинчатых выделе­ ний по плоскостям {100} матрицы. При печном отпуске их можно было обнаружить после выдержки в течение 1 ч при 100°С. Началу

где не было внутренних двойников, при первом превращении появлялись очень тонкие плас­ тинки (вследствие малой интенсивности отражений определить их индексы не удалось). Характер выделений аналогичен представлен­ ным на рис. 117. Распад областей мартенсита с внутренними двойни­ ками, как и при печном отпуске, сопровождался выделением карби­ дов цементитного типа. На электронограммах видны рефлексы ром­ бической решетки.

ло заметное укрупнение ранее выделившейся фазы (рис. 118). При этом на микроэлектронограммах появлялась достаточно четкая ди­ фракционная картина, свидетельствовавшая об образовании е-кар­ бида с ГПУ решеткой. В микрообластях мартенсита, имевшего двойники, признаков е-фазы обнаружить не удалось. Отчетливо видимые микровыделения в нижней части рис. 118, соответствующей

При повышении температуры отпуска до 390°С частицы е-кар­ бида укрупняются. При этом на них наблюдается узор муара (рис. 119), который может возникать в результате закономерного сме­ щения атомов в ГПУ решетке карбида по отношению к решетке а-фазы.

не имеющих внутренних двойников,— главным образом по пло­ скостям {100}.

2. Образование низкотемпературного цементита с ромбической решеткой в кристаллах мартенсита, имеющих внутренние двойни­ ки, и е-карбида с ГПУ решеткой в кристаллах мартенсита, не име­ ющих внутренних двойников. Эти процессы приводят к резкому уменьшению тетрагональное™ мартенсита и составляют сущность

Iпревращения.

3.Превращение образовавшихся метастабильных карбидов (низкотемпературного цементита и е-карбида) в дефектный це­

ментит. Эти процессы являются основой I I I превращения при отпуске.

4. При температурах, превышающих температуру I I I превра­ щения, дефектный цементит превращается в цементит с совершен­ ной орторомбической решеткой, а затем происходит коагуляция цементита и рекристаллизация ферритной матрицы.