книги из ГПНТБ / Физические основы электротермического упрочнения стали

джоулева тепла при протекании электрического тока в гетерогенной

рос в связи с появлением теории так называемого бездиффузионного образования аустенита при быстром (сотни и тысячи градусов в секунду) нагреве стали, основанной на представлениях об опреде­ ляющей роли концентрационных и энергетических флуктуации в решетке феррита [5]. Дискуссия, в которой активное участие при­ няли М. Е. Блантер [6], Г. Ф. Головин [7], В. Н. Гриднев [81, А. Г. Спектор [9], В. Д. Садовский и Б. Г. Сазонов [10], Г. В. Курдюмов [11], А. П. Гуляев [12, 13] и другие исследователи, хотя и не привела к установлению единства взглядов на механизм обра­

экспериментального исследования фазовых превращений в условиях кратковременных скоростных нагревов. В первую очередь это от­ носилось к методике регистрации температуры фазового превраще­ ния перлита в аустенит (точки Асг и Ас3) при нагреве стали со ско­ ростями от десятков градусов в секунду до нескольких тысяч и более, так как основные споры велись вокруг вопроса о смещении критических точек при быстром нагреве.

Вследствие несовершенства регистрирующей аппаратуры во мно­ гих случаях неправильно определялась температурная зависимость критической точки фазового перехода от скорости нагрева. Основы­ ваясь на данных термического анализа, некоторые исследователи первоначально пришли к выводу о том, что инструментально наблю­ даемая точка Асх не зависит от скорости нагрева [7, 8, 10], и связы­ вали это со «спецификой электронагрева» или с изменением механиз­ ма превращения. В то же время диаграммы аустенизации стали при нагреве образцов в соляных ваннах [14] справедливо критиковались в связи с тем, что в этом случае возможны искажения истинной ки­ нетики превращения вследствие прогрева образцов за счет тепло­ проводности [13—15]. Независимо от степени справедливости этой критики совершенно очевидным было, что дальнейший прогресс в изучении механизма и кинетики аустенизации возможен лишь на основе использования новых специально разработанных физических методов регистрации фазовых превращений, отличающихся высокой точностью и малой инерционностью при записи быстропротекающих процессов.

Значительным достижением в разработке методики исследова­ ния скоростной аустенизации явилась одновременная скоростная запись термической и дилатометрической кривых при нагреве элект­ рическим током проволочного стального образца, впервые осуще­ ствленная В. Н. Гридневым и Ю. А. Кочержинским в Институте черной металлургии АН УССР в 1952—1953гг. [16],чем по существу было положено начало исследованиям по созданию комплексных ме­ тодик для изучения превращений в стали при быстрых нагреве и

охлаждении. Применение быстродействующего рычажного дила­ тометра позволило повысить точность фиксации начала превращения а -> у, получить более достоверные сведения при нагреве со ско­ ростями вплоть до 2000—3000 град/сек. С помощью этой методики было подтверждено повышение точки Асх при увеличении скорости нагрева, описываемое параболической зависимостью, пологий учас­ ток которой расценивался как «стабилизация» критической точки. По аналогии с мартенситной точкой при закалке стали «стабили­ зация» воспринималась как один из признаков бездиффузионного механизма образования аустенита при нагреве со «сверхкритически­

да был выше (рис. 1). Теоретические расчеты, основанные на представ­ лении о диффузионном механизме продвижения аустенитного фрон­ та при непрерывном нагреве стали с перлитной структурой, поз­ волили математически описать полученную зависимость, а также другие кинетические закономерности аустенизации стали [23].

Таким образом, длительная эволюция понимания и трактовки одной из важнейших сторон перлито-аустенмтного превращения в стали происходила в полном соответствии с развитием эксперимен­ тальной техники. А это означает, что к экспериментальным резуль­ татам и выводам, полученным в разное время на разном уровне аппаратурных возможностей, следует относиться критически.

Поэтому авторы настоящей монографии поставили перед собой зада­ чу, не вдаваясь в глубокий анализ фактов и выводов, изложить совре­ менное понимание сущности явлений, лежащих в основе скоростной электротермической обработки углеродистой стали. Рассмотрение этого вопроса, по-видимому, целесообразно начать с аустенизации чистого железа, где картина фазового превращения а у не ослож­ нена диффузионными перемещениями какого-либо растворенного элемента. Предварительно напомним терминологию и определения.

В соответствии с установившейся терминологией будем понимать под скоростным нагревом процесс, совершаемый в интервале ско­ ростей от 10 до 2000—3000 град/сек, имея в виду при этом скорость нагрева в критическом интервале температур, т. е. в области от тем­ пературы равновесной критической точки Аг (для перлита) и Л 3 (для железа) до температуры, при которой отмечается инструмен­ тальное начало превращения. Опыт показывает, что по ряду причин скорость нагрева в критическом интервале температур примерно в два раза ниже средней скорости нагрева образца в интервале тем­ ператур от комнатных до температуры инструментального начала образования аустенита. Как будет показано ниже, нагрев при ско­ ростях до 2000—3000 град/сек не вызывает заметных инерционных искажений в измерении температуры, и поэтому осциллографическая запись термической кривой может быть использована непо­ средственно для определения температурного положения критиче­ ской точки. При более высоких скоростях нагрева возможно искаже­ ние показаний термопары за счет тепловой инерции спая. В этих случаях приходится вводить специальную поправку в измеряемую термопарой температуру, техника эксперимента значительно усложняется. Такой нагрев можно назвать сверхбыстрым.

Под критической точкой при быстром нагреве будем понимать некоторое условное «начало» превращения ta одной фазы в другую, которое фиксируется наиболее высокочувствительным из применя­ емых методов измерения. В наших исследованиях почти всегда начало отмечалось по перегибу на дилатометрической кривой нагреваемого образца, сжимающегося в момент превращения. Не­ сомненно, этот перегиб не фиксирует истинное начало превращения, т. е. момент появления первого зародыша новой фазы, а отражает лишь некую его стадию, доступную для регистрации принятым ме­ тодом исследования. Это так называемое инструментальное начало превращения будем называть критической точкой стали (или железа) при быстром нагреве. Подразумевается также, что истинная термо­ динамическая критическая точка, являющаяся абстрактным поня­ тием для стабильного сплава при любых скоростях нагрева, оста­ ется на уровне температур фазового равновесия, указанного в диа­ грамме состояния. Малейший перегрев над точкой равновесия фаз переводит систему в метастабильное состояние, и сразу возникают зародыши высокотемпературной фазы (аустенита) без какого бы то ни было подготовительного инкубационного периода, так как время ожидания появления первого зародыша у-фазы исчезающе мало

124]. Поэтому нет никакого смысла говорить об истинном перегреве над равновесной точкой. Под перегревом, обозначаемом t, будем по­

Символом tK будем обозначать температуру инструментального «конца» фазового превращения по дилатометру. Вследствие поглоще­ ния тепла при фазовом превраще­ нии а -> у термическая кривая на­ грева между точками ta и tK вырож­ дается в горизонтальную площадку, поэтому обычно эти точки совпа­ дают. Лишь при сверхбыстром на­ греве разница между ними может быть весьма значительной, особенно при нагреве стали со структурой грубого перлита. В работе [13] на основании сопоставления количест­ ва тепловой энергии, генерируемой в виде джоулева тепла при нагреве образца непосредственным пропус­ канием тока, и энергии, необходи­ мой для реализации эндотермиче­ ской реакции процесса фазового превращения перлита в аустенит, объяснена причина этого явления при быстром нагреве сталей эвтек-

тоидного состава. Трудности, с которыми приходится сталкиваться при исследовании скоростной аустенизации стали, подробно описаны в монографии И. Н. Кидина [25].

превращения в ходе эксперимента не изменяется, температурный уровень инструментальных начала и конца превращения может слу­ жить надежной характеристикой кинетики данного превращения (см. рис. 2).

Обсуждение вопросов о природе процесса превращения а у при быстром нагреве осложняется трудностями не только методи­ ческого, но и терминологического характера. Одной из причин воз­ никновения упоминавшейся выше дискуссии было отсутствие четкой терминологии, что затрудняло взаимопонимание. Например, при обсуждении процесса образования аустенита широко исполь­ зовался термин «диффузионный механизм». С нашей точки зрения, было бы целесообразно четко разграничить понятия концентрацион­ ного механизма превращения, который может быть как диффузион­ ным, так и бездиффузионным, и собственно кристаллоструктурного механизма превращения, который может быть сдвиговым (мартенситным, или кооперированным) или флуктуационным (называемым иногда нормальным или механизмом зарождения и роста).

Характер превращения обусловливает те элементарные процессы, которые составляют наибе тее медленную стадию в сложном яв­ лении а ->- у превращения в стали. Поскольку можно быть уверен­ ным, что лимитирующим звеном а -> у перехода в углеродистой ста­ ли является диффузионная подача углерода от цементита к растущей кромке у-фазы [27], такой процесс по концентрационному при­ знаку может быть отнесен к диффузионным механизмам. Превраще­ ние а-железа в у-железо при нагреве поликристаллического метал­ ла, не связанное с диффузией второго элемента и контролируемое лишь процессами самодиффузии железа, относится к бездиффузион­ ным механизмам [28].

Понимая под кристалл остр уктурным механизмом а-*- у пре­ вращения в железе те элементарные процессы, которые обусловли­ вают перестройку кристаллической решетки феррита в аустенит, можно четко различить два принципиально разных типа перестрой­ ки: упорядоченный сдвиговый переход ОЦК решетки а-фазывГЦК решетку у-фазы и рост у-фазы посредством флуктуационного присо­ единения атомов из разупорядоченного окружения.

Классическим примером реализуемости обоих механизмов на одном объекте может служить упомянутое исследование Зервека и Уимена [28], в котором изучалась перекристаллизация чистого же­ леза, взятого в виде «усов» с совершенной кристаллической струк­ турой. В идеальном кристалле, когда дефектность «уса» была невысокой (одна винтовая дислокация роста), превращение а ~> у происходило по сдвиговому (мартенситному) механизму. Если же в силу каких-либо причин повышалась плотность дефектов, образо­ вание аустенита происходило по флуктуационному механизму за­ рождения и роста у-фазы.

Приведенный пример служит хорошим подтверждением целесо­ образности классификации всех превращений по двум признакам, 14 а именно: концентрационному и кристаллоструктурному. В табл. 1

железе, содержащем 0,02—0,03% углерода. Непрерывное повы­ шение точки Ас3 при увеличении скорости нагрева до 20 000 град/сек было обнаружено только в том случае, когда перед скоростным на­ гревом проводилась минутная выдержка образца в области 800° С. При нагреве непосредственно от комнатных температур повышение точки Ас3 не было замечено. Повышение критической точки при скоростном нагреве или стабильность ее ошибочно связывались с

погрешность в измерении температуры в результате прогрева горя­ чего спая термопары.

Нами выполнено специальное исследование инерционных по­ грешностей, вносимых системой термопара — регистрирующий шлейф осциллографа в процессе измерения температур при скорост­ ных электронагревах. Проверка проводилась по реперным точкам, в качестве которых была выбрана точка Кюри в е железа — переход из ферромагнитного в парамагнитное состояние (768° С), а также точ­ ка плавления алюминия (670° С) и меди (1083° С). Оказалось, что при скоростных электронагревах температура фиксируется термо­ парой толщиной 0,08 мм без искажений вплоть до скорости нагрева 2000—3000 град/сек [31 ]. Далее инерционность в прогреве спая тер­ мопары приводит к запаздыванию в регистрации процесса, что вы­ ражается в кажущемся снижении температуры плавления меди и алюминия (рис. 3). Установлено, что приварка тонкой термопары электроискровым способом сопровождается меньшими искажениями в измерении температур, чем запрессовка спая в образец. Эти данные позволили при больших скоростях нагрева вводить поправки в изме­ ряемую температуру и получать более надежные сведения о крити­ ческих точках железа и стали.

При очень быстром нагреве железа более удобным и точным оказалось измерение температуры по осциллографической записи 16 дилатометрической кривой скоростного нагрева. В частности, тем-

Кюри, положение которой очень четко фиксируется дилатометри­

превращения даже при медленном нагреве типично сдвиговый со стро­ гой кристаллографической ориентировкой. С появлением в «усах» де­ фектов кристаллического строения, а также с увеличением их коли­ чества сдвиговый механизм заменяется флуктуационным. Следова­ тельно, в поликристаллических образцах железа, не обладающих совершенной структурой, едва ли возможен сдвиговый механизм превращения даже при высоких скоростях нагрева. И первым дово­ дом в этом отношении может служить температурно-временная за­ висимость аустенизации железа, представляющая собой характер­ ную картину процесса с нормальным флуктуационным механизмом (рис. 6). Сложнее может обстоять дело при быстром нагреве железа, легированного элементом, замедляющим самодиффузию железа. Наблюдая игольчатую аустенитную структуру при скоростном на­ греве хромистого железа, И. Н. Кидин, М. А. Штремель и В. И. Ли­ зунов [36] пришли к выводу, что для малоугловых межфазных гра­ ниц, т. е. при хорошем ориентационном соответствии растущей и

CJiiJ.inoi *.•£ *. О С О Р

Э К З Е М П Л Я Р

имт&!и-.мг>гг» ял ке,

ния. Для большеугловых границ диффузионная релаксация напря­ жений от фазового наклепа затрудняет протекание сдвиговых про­ цессов [37] практически при любых реализуемых скоростях нагрева [38]. По-видимому, в общем случае механизм превращения в леги­ рованном железе может быть как сдвиговым, так и флуктуационным.

Вообще говоря, вопрос о влиянии скорости нагрева на положение инструментально наблюдаемых критических точек твердых раство­ ров на основе железа изучен сравнительно мало. При исследова­ нии систем железа с кремнием, хромом, медью, вольфрамом, титаном и никелем [39] не обнаружен рост критических точек с уве­ личением скорости нагрева до 2000 град/сек. Это, вероятно, объяс-

в пределах точности измерения температуры. Поскольку перегрев инструментальной критической точки или его отсутствие часто связываются с флуктуационным (зарождения и роста) или соответ­ ственно сдвиговым (мартенситным) механизмом фазовой перекрис­ таллизации, важно отметить, что одних только данных о зави­ симости критической точки от скорости нагрева часто бывает недо­ статочно для обсуждения механизма фазового перехода, тем более что стабилизация критической точки может быть кажущейся и вызван­ ной известными методическими упущениями. Это подтверждается экспериментом, в котором использовался метод корректировки тем­ ператур по точке Кюри.

В качестве объекта исследования была выбрана система железо — кобальт, для которой характерна область гомогенного твердого раствора на основе железа в широком интервале концентрации ко­ бальта [40]. Решающую роль при выборе системы сыграло то обстоятельство, что в ней по мере увеличения содержания кобальта происходит сужение температурного интервала между точкой Кюри и а ->• у превращением, причем при 15,2 вес.% кобальта значения

и 910° С и интервалами скоростей нагрева от 20 до 10* град/сек.

При обработке осциллограмм нагрева с учетом корректировки температуры превращения по точке Кюри было установлено, что в сплаве с 8 вес. % кобальта при увеличении скорости нагрева проис­ ходит некоторое повышение инструментально определяемой крити­

Весьма наглядно и убедительно повышение критической точки фазо­ вого превращения отмечается в сплаве с 15 вес. % кобальта. В этом случае при скоростях нагрева более 500 град/сек происходит разде­ ление магнитного (точка Кюри) и фазового а ->- у превращений. При

о б

Рис. 7. Соотношение между фазовым и магнитным превращениями при различных скоростях нагрева в сплавах железа с кобальтом:

увеличении скорости нагрева точка Кюри сохраняет свое положение, а точка фазового а - > у превращения непрерывно смещается в об­ ласть повышенных температур. На рис. 7 приведены перестроенные в зависимости от температуры дилатометрические кривые, получен­ ные от образцов при различных скоростях нагрева. Наблюдаемое увеличение удлинения образца до точки Кюри объясняется тем, что при повышении скорости нагрева происходит увеличение его эффективной длины вследствие уменьшения влияния теплоотводящих зажимов дилатометра.

Результаты исследований показывают [40], что при скоростях нагрева до 104 град/сек инструментальные критические точки сме­ щаются в область повышенных температур примерно на 30° С. Об­ наружить такое смещение методами термического анализа весьма трудно.

Таким образом, на техническом железе, не имеющем специаль­ ных легирующих примесей, реализовать сдвиговый механизм прев­ ращения, по-видимому, невозможно. В то же время обработка кине­ тических кривых скоростной аустенизации железа позволяет оце­ нить энергию активации этого процесса, равную около 70 ккал/моль [41]. Это значение очень близко к энергии активации самодиффузии чистого железа [42, 43] и, следовательно, согласуется с представле­ нием о том, что кинетика продвижения растущей кромки аустенита

определяется элементарными актами самодиффузии атомов железа. ц

2*