41. Влияние исходного структурного состояния сталей на характеристики упрочненного слоя (глубина, твердость, структура…)

В ЗТВ стали 45, предварительно закаленной и низкоотпущенной, формируется однородная мартенситная структура с микротвердостью Н_μ = 7500…8500 МПа. Рентгеновский анализ, проведенный послойно, показал наличие только α-Fe. В нижней части ЗТВ, на границе с исходной структурой образуется зона отпуска размером 50…150 мкм, имеющая повышенную травимость и пониженную микротвердость. Следовательно, измельчение исходной структуры, приводящее к ускорению аустенитизации при нагреве, обусловливает значительное увеличение однородности микроструктуры в ЗТВ доэвтектоидной стали.

Как показали исследования образцов обработанных по различным режимам термообработки (закалка, без отпуска, закалка+отпуск, отжиг), в тонком приповерхностном слое ЗО имеется мартенсит, аустенит и некоторое количество карбидов, интенсивность линий которых максимальна в отожженных образцах. Это можно объяснить тем, что образование карбидов происходит из-за наличия в нижних слоях ЗО, нагретых в интервале Т_С – Т_Л, участков расплава с высокой концентрацией углерода. Тогда при охлаждении образуется ледебурит и карбиды, которые выносятся из глубинных и периферийных слоев на поверхность вследствие конвективных потоков. Это сопровождается повышением микротвердости (13200 МПа) в отдельных микрообъемах, микроструктура имеет вид "белого слоя".

В основном объеме ЗО всех образцов количество остаточного аустенита находится на уровне 16%, а микротвердость колеблется в пределах от 8000 до 13000 МПа.

В верхней части ЗТВ отожженных образцов наблюдается невысокая микротвердость. Уширение линии (211) α-Fe невелико, что свидетельствует о малой степени растворения карбидов и малой концентрации углерода в твердом растворе. Пластинчатый цементит в отожженной стали полностью растворен, перлит после охлаждения превращается в реечный малоуглеродистый мартенсит с прослойками остаточного аустенита возле пластин цементита. О малом насыщении твердого раствора свидетельствует и малое содержание остаточного аустенита (4%).

Низкая микротвердость отожженных образцов (Н_μ = 2700 ± 100 МПа) имеется в нижней части ЗТВ. Следовательно, в этих микрообъемах процесс аустенитизации остановился на самых начальных стадиях. В отпущенных образцах процесс растворения и насыщения твердого раствора углеродом идет более полно. При этом полуширина линии мартенсита и микротвердость значительно увеличиваются по сравнению с отожженными образцами. В средней части ЗТВ на глубине 0,25 мм неполная гомогенизация аустенита, т.е. сохранение на месте скопления бывших карбидов микроучастков с повышенной концентрацией углерода, приводит к образованию относительно большого количества остаточного аустенита – 33…36%.

В предварительно закаленных образцах выравнивание концентрации углерода в аустените идет полнее, что при водит к уменьшению количества остаточного аустенита в средней и нижней части ЗТВ.

Состояние стали оказывает влияние и на размеры ЗЛВ. Наименьшая глубина ЗЛВ получена на образцах, отожженных при 900 °С, со структурой крупнопластинчатого перлита и карбидов. Чуть большие значения h_ЗЛВ получены на образцах, подверженных отпуску (600…650 °С) или отжигу (770 °С), когда в исходной структуре имеется зернистый перлит и первичные карбиды. Наибольшая глубина ЗЛВ получена на образцах, подверженных низкому и среднему отпучку, когда в исходной структуре имеется многообразие структурных и фазовых составляющих: мартенсит отпуска, трооститосорбит, ε-фаза, мелкодисперсные карбиды. При упрочнении предварительно закаленных образцов можно обнаружить некоторое уменьшение h_ЗЛВ по сравнению с низко- и среднеотпущенными. Образование в закаленной или отпущенной стали зоны отпуска является одной из причин увеличения размеров ЗЛВ.

Подобное влияние предварительной термообработки на глубину ЗЛВ можно объяснить так. Граница ЗЛВ в стали определяется нагревом не до температуры , а до температуры начала фазового превращения. Для сталей с различным исходным состоянием температура начала α → γ-превращения различная. В отожженных сталях с равновесной структурой, где α → γ-превращение при нагреве развивается медленно, начало превращений смещается до более высокой температуры и глубина ЗЛВ уменьшается. В отпущенных и закаленных сталях – смещение до более низкой температуры и глубина ЗЛВ больше.