книги из ГПНТБ / Физические основы электротермического упрочнения стали

том), то он обязательно перегревается в область температур, при ко­ торых оказывается термодинамически возможным его самостоятель­ ное бездиффузионное превращение ву-фазу, ноне переходит в метастабильный аустенит. Правда, это справедливо лишь по отношению к ферриту хорошо отожженной стали в равновесном состоянии. Для наклепанного феррита, как и для перлита, существует возмож­ ность образования метастабильного аустенита в области температур ниже Ах. Интервал температур перехода в аустенит закаленной и улучшенной сталей при нагреве с повышающимися скоростями со­ ставляет примерно 50° С (см. рис. 28).

На рис. 29, 30 представлены температурно-временные диаграм­ мы аустенизации стали 45 в различных структурных состояниях. Диаграммы построены при непрерывном нагреве, аналогичном при­ менявшемуся для перлитной стали. Кривые начала и конца перлитной перекристаллизации стали 45 в отожженном состоянии повторяют аналогичную диаграмму для стали У8А, за исключением области небольших перегревов, где заметную роль играет растворение фер­ рита в аустените.

Диаграмма, приведенная на рис. 29, а, несколько отличается от схемы, предложенной И. Н. Кидиным [77] (рис.29,б), в которой за­ вершение перекристаллизации структурно-свободного феррита при температуре точки Аг железа представлено горизонтальной прямой, так как не учитывается повышение температуры бездиффузионной перекристаллизации структурно-свободного феррита.

На диаграмме для улучшенной или закаленной стали (см. рис. 30) видна резкая зависимость кинетики аустенизации от дисперсности карбидной фазы и нет такого четкого разделения на перлитное и ферритное превращение.

Сопоставив эти диаграммы с диаграммами, построенными при использовании внешнего источника тепла [81], можно сделать не­ которые выводы. В свое время Г. Ф. Головин [73 показал, что в диа­ грамме изотермического образования аустенита инкубационный пе­ риод значительно завышен за счет времени прогрева образца в ванне до исследуемой температуры. Поэтому считалось, что предвари­ тельный подогрев образца в ванне до субкритических температур позволит в основном устранить влияние этого неблагоприятного фак­ тора [83]. Однако результаты наших исследований (см. рис. 29,а и 14) свидетельствуют о том, что затягивание процесса аустенизации при изотермической выдержке в ваннах связано не только с нагревом образца до температуры ванны, а и с интенсивностью поступления энергии в реагирующий объем за счет теплопроводности. Тормозящее действие теплопроводности в процессе самого превращения прояв­ ляется гораздо сильнее, чем при прогреве образца до температуры

предварительном подогреве образцов до температуры около 700° С [811. Например, при температуре 800° С это различие составляет 3,5—4 сек для отожженной стали 45 (см. рис. 29, а). Применение внешнего нагрева [81] не позволило также превысить температуру 820° С ввиду очевидной невозможности «подавить» развитие превраще­ ния в процессе прогрева образца, что еще раз подтверждает преиму­ щество электронагрева при исследовании кинетики аустенизации стали.

Рассмотренные кинетические условия образования аустенита в доэвтектоидной стали служили хотя и наглядным, но все же косвен-

избыточного феррита отожженной стали в процессе перекристалли-- зации при скоростном нагреве. Прямые данные можно было полу­ чить только при помощи скоростного рентгенографирования стали в процессе превращения по методу, применявшемуся для изучения эвтектоидной стали. С этой целью при исследовании записывались интерференции линий (211)а и (31 l ) v сталей с 0,28 и 0,46% углерода при скоростях нагрева от 100 до 500 град/сек в отожженном и зака­ ленном исходных состояниях [66]. Изменение параметров кристал­ лических решеток при нагреве синтетической стали с 0,29% угле­ рода приведено на рис. 31. При нагреве отожженной стали со ско­ ростью 100 град/сек первые признаки аустенита появляются в области 780° С (рис. 31, а). Этот аустенит весьма неоднороден и, если судить по величине параметра кристаллической решетки, содержа­ ние углерода в нем колеблется в пределах 0,6—0,9%. По диаграмме

вполне стабильный. При повышении температуры до 1050—1100° С неоднородность аустенита уменьшается. Начиная от 915—920° С, когда исчезает а-фаза, появляется аустенит с содержанием углеро­

•При нагреве со скоростью 500 град/сек (рис. 31, б) первые интер­ ференции аустенита удается обнаружить около 800° С. Содержание углерода в первых порциях аустенита составляет 0,4—0,6%, т. е. близко к ожидаемому по диаграмме равновесия. В закаленном сплаве (см. рис. 31, в) аустенит появляется при несколько меньшей темпе­ ратуре, по сравнению с отожженным образцом. Содержание угле­ рода в первых порциях колеблется от 0,6 до 0,9%, затем состав аустенита быстро выравнивается, интенсивность линий у-фазы рез­ ко возрастает, а ширина их уменьшается. В области температур 900—920° С происходит фактически полная гомогенизация, линии а-фазы исчезают при более низкой температуре (870—880° С).

Подобное изменение кристаллических решеток происходит при нагреве стали, содержащей 0,46% С. В отожженной стали первые признаки уфазы фиксируются при 780—790° С. Содержание угле­ рода составляет 0,6—0,8%. При повышении температуры неодно­ родность аустенита уменьшается, одновременно снижается среднее содержание углерода за счет растворения избыточного феррита. При температуре 1050—1060° С аустенит гомогенизируется.

В закаленной стали 45 аустенит образуется при температуре 750—760° С, содержание углерода около 0,9%. При повышении температуры параметр кристаллической решетки аустенита умень­ шается и около 850° С содержание углерода приближается к сред­ ней концентрации его в стали.

Как видим, концентрационные условия образования аустенита при быстром нагреве стали не нарушают требований стабильной диа­ граммы равновесия. Следовательно, сделанный на основании дила­ тометрического анализа вывод о том, что в этих условиях метастабильный аустенит не образуется, подтверждается.Вместе с тем, как и следовало ожидать, данные рентгенографирования не подтвердили предположение о превращении феррита в области температур 1100° С [30], поскольку при температурах около 920°С во всех случаях следы а-фазы полностью исчезали.

ОСОБЕННОСТИ СКОРОСТНОЙ АУСТЕНИЗАЦИИ ЗАЭВТЕКТОИДНЫХ СТАЛЕЙ

При медленном равновесном нагреве основная особенность аусте­ низации заэвтектоидной стали состоит в том, что образовавшийся при температуре эвтектоидного превращения аустенит в дальнейшем растворяет избыточный цементит вплоть до температуры Аст, опре­ деляемой линией SE диаграммы. В таком аустените никогда не бы­ вает участков с концентрацией углерода, большей средней его кон­ центрации в стали, и цементит полностью исчезает в структуре, ког­ да температурная кривая пересекает линию SE диаграммы состояния железо — цементит. При скоростном нагреве эта схема может в той или иной степени нарушиться. Исходя из чисто формальных сооб­ ражений, можно было бы заранее предположить, что при быстром:

удалось обнаружить лишь при нагреве со скоростью 3000 град/сек. При более высоких скоростях его, по-видимому, можно ожидать и в доэвтектоидной стали. Эвтектическая реакция в заэвтектоидных сталях с анормальным перлитом при сравнительно медленном печном нагреве была обнаружена с помощью металлографического анализа значительно раньше К. П. Буниным [61 ].

Итак, на основании рассмотрения скоростной аустенизации стали можно сделать общий вывод о том, что во всех случаях превращение эвтектоидной части структуры происходит вследствие диффузии.

выше 900° С—.бездиффузионное превращение избыточного феррита, у заэвтектоидной стали — диффузионное превращение перлита и при температуре выше 1130° С — превращение цементито-аустенитной смеси в расплавленный эвтектический чугун (эвтектическая реакция). Эти превращения можно отразить на диаграмме состояния в виде двух горизонтальных линий: для бездиффузионного превращения на уровне около 920 — 950° С (см. рис. 1), для эвтектической реак­ ции на уровне около 1200° С (см. рис. 35). На рис. 36 схематически изображена своеобразная диаграмма фазовых превращений стали

Таким образом, можно считать, что скоростная аустенизация и за­ эвтектоидных углеродистых сталей носит диффузионный характер.

ГОМОГЕНИЗАЦИЯ АУСТЕНИТА

Изучение гомогенизации аустенита имеет важное значение, так как

необходимо знать при решении практических задач термообработ­ ки стали.

Гомогенизации аустенита при нагреве стали посвящено много ис­ следований [86—90]. Большинство из них проводилось при нагреве

Рис. 37. Кинетические кривые образования аустенита при на­ греве стали 45 в процессе изотермической выдержки при различ­ ных температурах:

о — по данным измерения твердости, б — по рентгеновским данным.

образцов в печах или ваннах. И. Н. Кидин изучал этот вопроо при нагреве токами высокой частоты (ТВЧ) со скоростями, применя­

ленных образцов, причем опережение возрастает с понижением тем­ пературы изотермической выдержки.

Максимальная твердость высокоуглеродистых сталей, содер­ жащих 1,05 и 1,9% марганца, достигается значительно раньше пол­ ного растворения карбидов и гомогенизации аустенита. На рис. 38 приведены кривые начала и конца процесса аустенизации по данным измерения твердости и конца процесса по данным измерения ширины рентгеновских линий закаленных образцов стали, содержащих 0,7% углерода и 1,9% марганца. Время, необходимое для полного раство­ рения карбидов, примерно в пять-шесть раз больше времени, необ­ ходимого для достижения максимальной твердости при заданной

температуре. Результаты оценки полноты растворения карбидов в никелевых сталях по твердости и ширине линий весьма близки, однако в стали с небольшим содержанием углерода (до 0,4%) на­ блюдается значительное отставание процесса растворения карбидов от фазового превращения. Хром резко замедляет скорость растворе­ ния карбидов, особенно при небольшом перегреве над равновесной точкой Ах. На рис. 39 приведена сводная диаграмма конца превраще­ ния (по твердости) и растворения карбидов (по ширине линий) в не­ которых сталях. Хорошо видно, что добавление никеля и марганца ускоряет процессы растворения карбидов, несколько замедляя само превращение, а хром увеличивает длительность обоих процессов, но особенно задерживает процесс растворения карбидов.

Гомогенизация аустенита исследовалась методом измерения твер­ дости при градиентном электронагреве образцов из сталей 20, 45 и У12 [92]. При скорости нагрева 100 град/сек температура гомогени­ зации стали У12 с пластинчатым перлитом находится на уровне 800— 820° С, с зернистым цементитом — 925—950° С, что не совпадает с данными работы [85]. И. Н. Кидин показал [93], что при высоко­ частотном нагреве со скоростями 40—200 град/сек добавление в сталь

карбидообразующих элементов усугубляет влияние скорости нагре­ ва на гомогенизацию аустенита. При изучении неоднородности мар­ тенсита радиографическим методом после закалки стали 20, нагретой ТВЧ со скоростью 30 град/сек, было установлено, что гомогенизация аустенита происходит при температуре выше 1300° С [94]. Это зна­ чение несколько завышено в сравнении с данными работы [66], в которой методом скоростного рентгеноструктурного анализа раз­ мытие линии и параметра решетки у-фазы в стали с 0,29% угле­ рода устранялось при температуре около 1200° С даже при скорости нагрева 500 град/сек (см. рис. 31). При индукционной закалке стали

ния кинетики растворения карбидной фазы применялся метод рент­ геновской съемки в процессе изотермической выдержки после на­ грева до различной температуры со скоростью 200—350 град/сек. Растворение карбидной фазы в стали У8 происходит при 880—890° С,

бидной фазы при электронагреве, тогда как добавление в сталь хро­ ма затормаживает этот процесс.

Нам представляется, что для изучения гомогенизации аустенита магнитометрические методы более эффективны, чем рентгенографи­ ческие, при помощи которых можно получить лишь средние значения концентрации углерода в неоднородном аустените. Регистрация температуры, при которой появляется магнитная фаза у охлаждае-