книги / Термоциклическая обработка сталей и чугунов
..pdfв у-решетку на |
бездиффузионный |
(ма1ртенситный) |
у перлита |
|
происходит при |
скоростях нагрева, |
равных 70 000—80 000° С/с. |
||
Но такие скорости нагрева в практике термической |
обработки |
|||
вряд ли в ближайшее время будут достигнуты. |
Бездиффузион- |
|||
ное образование аустенита в доэвтектоидных сталях |
(конструк |
|||
ционные стали) |
имеет важные особенности, связанные с нали |
|||
чием в стали ферритных зерен. Установлено, что |
при быстром |
нагреве (со скоростью нескольких сотен градусов Цельсия в се кунду) в отожженной стали происходят два независимых пре вращения основных структурных составляющих: вначале идет диффузионное превращение перлита, а при температуре выше 900° С —бездиффузионное превращение оставшегося феррита.
Бездиффузионная перекристаллизация п>ри нагреве закален ных структур происходит при малых скоростях нагрева. Дейст вительно, исследования и практика термообработки доэвтектоид ных легированных сталей показали, что при повторной закал ке с нагревом до более низких температур ранее перегретой и закаленной стали не происходит измельчения зерен. Восстано вление аустенитного зерна при нагреве кристаллографически упорядоченных структур (бейнита или мартенсита) объясняет ся беедиффузионным характером а->-у-лревращения, т. е- сдви говым механизмом превращения, аналогичным мартенситному •[94, 95]. В настоящее время теории диффузионного и бездиффузиоиного механизмов а=р*у-превращений развиты достаточно хорошо. Однако эти теории являются описанием двух крайних случаев превращений.
Процесс диффузионного образования аустенита при нагреве сталей и сплавов используется широко. Чисто бездиффузион ное превращение для доэвтектоидных сталей получить сложно »(скорость нагрева равна сотням и тысячам градусов Цельсия в секунду), а в случае эвтектоидных и заэвтектоидных сталей— практически невозможно. Относительно легко реализуется без диффузионное формирование аустенита из .мартенсита и *бейнита, но в этом случае оно не привадит к желаемым резуль татам, так как при этом сохраняется наследственно крупнозер нистая структура.
Практическую ценность .может представлять общая теория фазовых превращений, описывающая диффузионный и бездиф фузионный механизм .превращения как частные случаи. Особый интерес в этой теории представлял бы смешанный диффузионнобездиффузионный процесс ос—у-превращения при реально осу ществимых быстрых скоростях нагрева металлических изделий. Такой теории .пока еще нет. Однако такие процессы происходят в сталях и других сплавах. Доказательством этому является по вышенное количество аустенита, образовавшегося при ускорен ном нагреве конструкционной углеродистой стали в интервале температур между Ас\ и Лс3 по сравнению с медленным нагре вом и выдержкой при заданной температуре. Эксперименты
П
убедительно показывают, что в .первоначальный момент после нагрева в межкритичеокий интервал температур (например, в соляной ванне) аустенита в стали «больше, чем после некоторой выдержки [44]. Очевидно, эти факты можно объяснить тем, что на диффузионный процесс образования аустенита накладывает ся бездиффузионный. Поэтому не случайно одним из направле ний в разработке новых способов термической обработки стало использование быстрого нагрева [9, 93].
По мнению ряда исследователей [44, 86], «преждевременная» аустенизация -малоуглеродистых (конструкционных) сталей при быстрых нагревах связана с развитием а-^у-п ревращения на границах блоков мозаики и других микродефектов феррита, т. е. наличием бездиффузионного превращения.
Таким образом, по данным работ, в которых исследовался процесс превращения а-железа в у-железо в углеродистых ста лях прослеживается следующая закономерность. При малых ско ростях нагревов преобладает диффузионный механизм превраще ния и образуется устойчивый (стабильный) аустенит. При уме ренных скоростях нагревов образуется и устойчивый и неустой чивый (метаетабильный) аустенит в силу действия одновременно двух различных процессов*— диффузионного и бездиффузиоиного.
Однако при этом та часть аустенита, которая возникает по
бездиффузионному механизму, не может |
быть |
устойчивой в |
меж критическом интервале температур, |
так как |
температура |
(поглощенная энергия) малоуглеродистого аустенита ниже рав новесной. Такой аустенит является неустойчивым (метастабильным). Неустойчивость аустенита в межкрнтическом интервале температур — следствие того, что в нем углерода меньше, чем это требуется для термодинамического равновесия, получае мого при диффузионном механизме превращения. При диффу зионном механизме превращения углерода всегда достаточно (иначе процесс останавливается) для создания устойчивого, аустенита. Сам факт появления метастабильного аустенита при умеренных (средних) скоростях нагрева свидетельствует о бездиффузионном его происхождении. Наконец, в случае Сверх быстрых нагревов сталей происходит бездиффузионное превра щение с образованием устойчивого аустенита.
Практический интерес представляет умеренный напрев и смешанный механизм а-^у-превращения. Такой нагрев позволя ет интенсифицировать процесс термообработки и получать осо бые структуры сталей.
§ 3. Термодиффузионные процессы
Термические обработки, включающие выдержки при постоян ных температурах, основаны на диффузионных процессах; про исходящих в металлах. Диффузионный процесс лимитирует ско-
12
рость диффузионного а^'У"|П'РевРа1Дения и выравнивания (го могенизацию) химического состава высокотемпературной фа зы—аустенита.
Основой классической физиконматематической теории диф фузии являются дифференциальные уравнения Фика, описываю щие .процессы диффузионного переноса вещества [10]:
ды
: - |
Д |
бх ’ |
0 ) |
|
|
||
= |
й |
дха |
( 2 ) |
|
|
’ |
где / —диффузионный поток элементов вещества; N — концен трация диффундирующих частиц; В —коэффициент диффузии. Для решения задач диффузии элементов (частиц) в твердых телах чаще всего пользуются уравнением (2), которое описыва ет характер распределения концентрации диффундирующих ча стиц в различных точках среды как функцию времени.
Дифференциальные уравнения Фика описывают лишь сво бодную диффузию, т. е. когда перемещение диффундирующего вещества определяется исключительно величиной и направле нием градиента концентрации. Следовательно, при непостоян ной температуре и большом градиенте температур диффузия элементов усложняется и уравнения Фика уже не могут опи сать этого процесса.
Однако известно, что если на диффундирующее вещество действует в процессе диффузии какая-то внешняя сила, то к диффузионному потоку вещества (1) присоединяется некоторый поток частиц, вызванный действием внешнего силового поля:
= |
(3) |
где V — направленная скорость вещества, приобретаемая под влиянием поля. В этом случае суммарный поток вещества будет описываться уравнением
1 = - 0 - Ъ Г + № , |
(4) |
|
и второй закон Фика (2) примет вид |
|
|
дЫ ~ д*Ы |
дЫ |
(5) |
- э т = ° ^ г |
- о - я |
Известна быстрая вынужденная диффузия различных элемен тов в твердых растворах под влиянием магнитного, электриче ского и других силовых полей (давление, центробежные силы, внутренние напряжения и др.). Так, скорость направленного потока, олова в германии под воздействием электрического по тенциала равна 0,2—0,3 мм за 10—15 мин.
Одной из разновидностей вынужденной диффузии |
в поле |
внешних сил является термодиффузия — вынужденная |
диффу |
13
зия под действием градиента температур. Опыт показывает, что. поток диффузионных частиц, вызванный градиентом температу ры, направлен в одну с нам или противоположную сторону. Этозависит от вещества, диффундирующего в кристалле, и вещества кристалла растворителя. Как правило, если растворенный диф фундирующий элемент имеет большую, чем растворитель, тем пературу плавления, то он диффундирует навстречу тепловому потоку, а более легкоплавкие, чем растворитель, элементы пере мещаются в направлении потока тепла. Чем больше градиент температуры, тем выше скорость термодиффузии элементов. На правленная скорость диффузионного потока вещества при термодиффузни зависит от многих факторов, и ее значения находят экспериментально для каждого конкретного случая аналогично' тому, как определяют коэффициент самодиффузии й.
В общем случае дифференциальное уравнение термодинами ческого состояния системы имеет вид [19]
аЕ==^ 1 М Р ‘> |
(6> |
где Е — термодинамический заряд; Р — термодинамический по тенциал; к — коэффициент пропорциональности; п — число внут ренних степеней свободы системы 1= 1, 2, 3, ..., п.
При термоднффузии, когда йЕ обусловлено изменением тем пературы (И, а процесс можно рассматривать в сечении плоско стью, число внутренних степеней свободы следует принять рав ным единице. Следовательно, дифференциальное уравнение со стояния может быть записано как
йЕ= ксИ , |
(7) |
где йЕ — изменение концентрации диффундирующего вещества. Термодиффузионный поток /тд количественно предопределен
йЕ и равен |
|
/ тд = АйЕ, |
(8) |
где А — коэффициент пропорциональности. Так как йЕ пропор ционально М, уравнение (8) можно переписать так:
/ТД= В ^ , |
(9) |
где В — некоторый функциональный коэффициент.
Явления термодиффузии известны давно. Однако использу ются они в технике, и при термообработке в частности, еще не в полную меру. Термодиффузия может не только ускорить мно гие процессы в металлических материалах, происходящие при термообработке, но, очевидно, позволит формировать необходи мые структуры с заданными свойствами. В этом отношении термодиффузня, как и элементы беэдиффузионного превращения, должны использоваться в новых технологических разработках упрочняющих термообработок.
14
§ 4. Особенности структурных изменений при быстрых нагревах и охлаждениях железоуглеродистых сплавов
Изменения в структуре сталей и чугунов после быстрых на гревов и охлаждений обусловлены двумя причинами. Одна из. них не связана с фазовыми переходами, а другая обусловлена особенностями фазовых превращений при быстрых нагревах и охлаждениях. Как показано в работе [2], не связанные с фазо выми переходами структурные изменения являются результатом изменения концентрации точечных дефектов, образования новых дислокаций и микродефектов упаковки, их взаимодействия и пе рераспределения, процессов деформации и др. Следует добавить, что структурные изменения без участия фазовых превращениймогут происходить и в результате перераспределения растворен ных в твердом растворе элементов, т. е. изменением лнквацнонной структуры [107]. Меняется структура металлов и под влия нием фазовых превращений. При этом может происходить из мельчение зерен, преимущественное растворение или выделениеизбыточных фаз, существенное изменение формы и разме-ров. структурных элементов, выделяющихся из высокотемпера турной фазы (аустенита). Кроме того, при нагревах до темпе ратур, превышающих Ась и последующих охлаждениях в желе зоуглеродистых сплавах действуют также и все те причины структурных изменений, которые перечислены для случая, когда: фазовых превращений не происходит.
Фазовые и структурные изменения в сталях и чугунах ис следовались металловедами, изучавшими формоизменения ме таллических материалов при “многократных нагревах и охлаж дениях. В последующие годы этот вопрос освещается и в рабо тах по термоусталостному разрушению.
Первые исследования ^о росту чугуна при многократных, нагревах и охлаждениях относятся к середине XIX в., а терми ческую усталость изучал еще Д. К. Чернов. Несмотря на то, что указанные исследования ведутся давно, в них вопрос об осо бенностях фазовых и структурных изменениях, происходящих при термоциклировании (нагревах и охлаждениях), исследован мало [3, 42].
В монографии [2], посвященной изучению формоизменений при нагревах и охлаждениях, указывается, что структура метал лов при термоциклировании, имитирующем условия работы ма териалов при частых нагревах до полиморфных превращений* изменяется так: вначале нагревы устраняют дефекты, присут ствовавшие в металле и исходном состоянии, а потом под влия нием термических напряжений происходит образование новых микродефектов структуры (дислокаций и их скоплений), в ре зультате чего происходит разупрочнение металла на первых циклах и упрочнение при дальнейшем термоциклировании. Одна
15
ко это упрочнение, обусловленное накоплением дислокаций,
.происходит до тех пор, пока сохраняется пластичность. Далее появляются трещинки и прочность резко снижается. Дальней шее термощшщрование разрушает металл.
Термоциклироваиие при изучении формоизменений и термоусталости металлов не является технологической операцией, а имитирует реально существующие условия эксплуатации. В этом отношении результаты работ по термоциклироваиию не могут •быть использованы непосредственно при разработке технологи ческих процессов упрочняющих термоциклических обработок. Однако некоторые факты обращают на себя внимание. Напри мер, упрочнение при термоциклировании. Это упрочнение обыч но наступает после нескольких сот термоциклов при не специ альном для упрочнения термоциклировании. Однако если ста вить задачу разработки упрочняющей (специальной) термоцик- •лической обработки, то можно ожидать упрочнения на первых термоциклах. Только такое термоциклироваиие может быть практически осуществлено в производственных условиях маши ностроения.
Исследования структурных изменений при термоциклирова нии сталей и чугунов показали, что полиморфные, фазовые а^у-превращения существенно изменяют структуру. Так, термоциклирование проволочных образцов из конструкционных ста
лей |
с нагревом до 900° С приводит к росту зерен, а многократ |
ный |
нагрев их в двухфазную (а + у )'т6мпеРатУРнУю область |
вызывает резкое измельчение структуры [2]. Эти наблюдения со гласуются с результатами выполненной нами работы [89]. При
термоциклировании наблюдалась и коагуляция карбидных фаз
1" 1.
Таким образом, термоциклироваиие на различных его ста диях и при различных температурных режимах приводит- к це лой гамме структурных состояний. Часть из них отрицательно сказывается на прочности железо-углеродистых сплавов (напри мер, укрупнение зерен), а некоторые структурные изменения могли бы увеличить прочность, но при сверхинтенсивных режи мах термоциклирования постоянно накапливаются микропо вреждения, устраняющие эффект упрочнения от, казалось бы, положительных структурных изменений. Это обстоятельство учи тывалось при .разработке конкретных способов метода упроч няющей термоциклической обработки. Режимы ТЦО создава лись такими, чтобы при термоциклировании не вводились по вреждения в материал.
Исследования структурных изменений при термоциклирова нии на формоизменение и термоусталость имеют ту ценность, что показали как положительные, так и отрицательные тенден ции в структурных изменениях.
16
§ 5. Основные принципы метода упрочняющей термоциклической обработки
На основании теории термодиффузии можно утверждать, что углерод в стали как более тугоплавкий компонент будет под действием термодиффузиоиного потенциала стремиться в на правлении, противоположном тепловому потоку, т. е. навртречу теплу. Действие термодиффузии углерода проявляется в уско рении процесса аустенизации при увеличении скорости нагре ва. При этом температура Ас\ повышается, а Асз снижается, сле
довательно, |
интервал |
критиче |
|
|
|
|
|
|
||||||
ских температур А^ф=Л сз—А сЛ |
|
|
|
|
|
|
||||||||
сужается [86]. Это |
происходит |
|
|
|
|
|
|
|||||||
потому, что при быстром на |
|
|
|
|
|
|
||||||||
греве, например стали 40 с |
|
|
|
|
|
|
||||||||
50% |
феррита |
и |
перлита |
в |
|
|
|
|
|
|
||||
структуре, |
нагрев |
зерен раз |
|
|
|
|
|
|
||||||
личных составляющих |
|
сплава |
|
|
|
|
|
|
||||||
будет неодинаковым. На рис. 4 |
|
|
|
|
|
|
||||||||
показана |
схема |
температур |
|
|
|
|
|
|
||||||
ной |
кривой нагрева |
феррита |
|
|
|
|
|
|
||||||
(кривая |
1) |
и |
перлита |
(кри |
|
|
|
|
|
|
||||
вая |
2) |
в |
среднеуглеродистой |
|
|
|
|
|
|
|||||
стали. |
медленном |
нагреве |
|
|
|
|
|
|
||||||
При |
|
|
|
|
|
|
||||||||
между составляющими |
сплава |
Рнс. 4. Изменение температуры |
при |
|||||||||||
успевает происходить теплооб |
медленном и быстром |
нагреве стали: |
||||||||||||
мен |
и поэтому |
зерна |
феррита |
/ —ферритная и 2—перлитно-аустенитная сос |
||||||||||
|
|
тавляющие |
|
|
||||||||||
и перлита в стали нагревают |
|
|
нагрева |
на |
темпера |
|||||||||
ся одинаково. |
В |
процессе |
медленного |
|||||||||||
туру |
структурных |
составляющих |
стали |
мало |
сказывается |
|||||||||
их |
различие |
в |
теплопроводности, |
теплоемкости |
н т. |
д. |
||||||||
При ускоренном же |
нагреве |
в стали |
при температуре |
А с\ |
начинается а—^^-превращение. Перлит, поглощая энергию, пере ходит в аустенит. При этом в ферритных зернах приток энергии извне увеличивает их температуру, а бывшие перлитные зерна практически не разогреваются (быстро поглощая энергию на фазовый переход) до тех пор, пока происходит перлит-аустенит- ное (П->А) превращение. Так возникает разница в температу рах структурных составляющих при нагреве стали. Более горя чие зерна феррита отдают часть своей тепловой энергии зернам с меньшей температурой. При этом тепловой поток от феррита к аустениту способствует ускоренной диффузии (термодиффузи онная составляющая) углерода к зернам феррита. Это, в свою очередь, облегчает и ускоряет дальнейшее а-*-у-превращение. При ускоренном нагреве феррит интенсивнее поглощается (рас творяется) аустенитом, чем при медленном.
Описанные особенности в диффузионных процессах, происхо
17
дящие гари фазовых превращениях с ускоренным нагревом, мо гут быть и должны использоваться при разработке новых спо собов упрочняющих термообработок. Сейчас в СССР и во мно гих развитых странах мира поиск новых резервов термической обработки ведут в направлении увеличения скоростей нагрева термообрабатываемых изделий. Это приводит к положительным результатам.
Ускоренный нагрев — одно из основных условий при разра ботке метода термоцпклической обработки сталей и чугунов.
Метод ТЦО, в отличие от ТО, основывается на особенностях структурных превращений, протекающих в сплавах при нагре вах и охлаждениях. Оказалось возможным использование про межуточных состояний структуры. Следовательно, нагревы при ТЦО могут осуществляться в область неполного а-^чпревра- щения, что при классических способах термической обработки считается недопустимым.
С целью использования промежуточных структурных состоя ний обратного превращения А->(Ф + П) охлаждения не должны быть непрерывными. Вначале они должны быть медленными для осуществления распада аустенита на феррит и цементит, а по том ускоренными— для фиксации тех структурных состояний, которые имеет сталь при температурах несколько ниже /1Г|.
Одним из факторов, повышающих характеристики сталей при ТЦО, служит термонаклеп. При быстрых нагревах и охлаж дениях разные структурные составляющие сплава, обладая раз личными теплопроводностями, теплоемкостями, коэффициентами расширения, температурами и прочностными свойствами, пре терпевают внутреннее микропластическое деформирование. Эта микродеформация вызывает увеличение плотности дислокаций, полос скольжения и других видов микродефектов, упрочняющих материал. Но не термопластические деформации, а структур ные превращения являются основными при изменении структур и механических свойств термоциклическими обработками. Одна ко роль термонаклепа как фактора, ускоряющего структурные изменения в сплавах на основе железа, велика. Внутренние термические микроиапряжения снижают температуру фазового превращения при нагреве. У микродефектов феррита возникают зерна метастабильного аустенита. Термонаклеп, таким обра зом, увеличивает долю бездиффузионного а-^у-превращения и тем самым способствует сокращению числа необходимых термо циклов при ТЦО.
Интенсивно происходящие фазовые превращения своими пе рестройками кристаллической решетки не только способствуют «перемешиванию» структурных составляющих, но и способны вызывать ускоренный распад метастабильных структур и хими ческих соединений металла с углеродом, например первичного цементита.
Термоциклическая обработка, очевидно, является динампче-
18
ской, и эта динамичность—одна из основных особенностей ТЦО, позволяющая интенсифицировать процесс термической обработ ки. Все способы термоциклической обработки сталей и чугунов можно условно подразделить на низко-, средне- и высоко температурные. При низкотемпературных способах ТЦО нагре вы ведут до температуры несколько ниже начала полиморфного а-^-у-превращения— без участия в структурных изменениях фа зовых превращений. Среднетемпературные термоциклические обработки предусматривают нагревы в область двухфазного, промежуточного состояния, т. е. в область температур между точками Ас1 и Асз. При высокотемпературных ТЦО напревы про изводят до полного фазового превращения (выше точки Лсз). Названные три группы способов ТЦО охватывают все сущест вующие и вновь создаваемые способы ТЦО.
В дальнейшем конкретные способы ТЦО будут описаны вна чале применительно к сталям, а затем и чугунам. Совокупность способов ТЦО представляет собой метод тер1Моциклической об работки, использование которого позволяет решать многие за дачи промышленного производства.