Содержание к диссертации
Введение
1. Обзор литературных источников 7
1.1 Обзор механизмов образования продуктов диффузионного распада переохлажденного аустенита 7
1.1.1 Аллотриоморфный феррит 7
1.1.2 Феррит в виде видманштетта 9
1.1.3 Механизм образования перлита 9
1.1.4 Строение перлита в конструкционной стали марки 45X5 11
1.2 Современные методы изучения кинетики фазовых и структурных превращений 14
1.3 Подходы к моделированию кинетики изотермического превращения 18
1.3.1 Расчет инкубационного периода при изотермическом превращении 18
1.3.2 Классическая кинетика роста 20
1.3.3 Уравнение Колмогорова-Джонсона-Мэйла-Аврами 21
1.3.4 Другие применяемые уравнения для описания изотермического превращения 23
1.4 Подходы к моделированию кинетики фазовых превращений
при непрерывном охлаждении 30
1.4.1 Правило аддитивности Шейла 30
1.4.2 Концепция «истинной» изотермической диаграммы превращения 31
1.4.3 Модель Камамото 32
1.4.4 Исследование превращения аустенита в феррит при непрерывном охлаждении методом клеточного автомата 33
1.4.5 Теория фазовых полей 35
1.5 Постановка задачи исследования 36
2. Материал и методика исследования 38
2.1 Материалы 38
2.2 Методика проведения простого термического анализа 38
2.3 Проведение дилатометрических исследований 41
2.4 Изучение микроструктуры сталей 45
2.5 Проведение дюрометрических исследований 46
2.6 Методика проведения испытаний на прокаливаемость 46
2.7 Методика расчета кинетики перлитного превращения в изотермических условиях 49
2.8 Методика расчетов кинетики у—»а превращения при непрерывном охлаждении 50
2.9 Определение погрешности проведенных экспериментов 53
3. Разработка методики прогнозирования кинетики образования продуктов диффузионного распада метастабильного аустенита доэвтектоидных низколегированных сталей при непрерывном охлаждении 54
3.1 Аналитическое описание изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита доэвтектоидных низколегированных сталей 54
3.2 Расчет объемной доли перлита, образовавшегося при непрерывном охлаждении доэвтектоидных низколегированных сталей 66
3.3 Расчет кинетики образования избыточного феррита, образовавшегося при непрерывном охлаждении доэвтектоидных низколегированных сталей 71
3.4 Выводы по главе 79
4. Расчетно-экспериментальное изучение кинетики распада переохлажденного аустенита доэвтектоидных сталей в изотермических условиях и при непрерывном охлаждении 80
4.1 Исследование кинетики распада переохлажденного аустенита сталей 09Г2С, 18ХГТ и 40Х методом торцевой закалки 80
4.2 Исследование кинетики распада переохлажденного аустенита сталей 35Х2НМ и 38Х2ГНМ методом простого термического анализа 88
4.2.1 Определение температурно-временных интервалов протекания фазовых превращений в стали 35Х2НМ при непрерывном охлаждении 88
4.2.2 Металлографические и дюрометрические исследования стали 35Х2НМ 94
4.2.3 Построение термокинетической диаграммы распада переохлажденного аустенита стали 38Х2ГНМ 98
4.3 Изучение кинетики у а превращения в стали 45Х5МФ методом дилатометрического анализа 101
4.3.1 Исследование кинетики распада переохлажденного аустенита стали 45Х5МФ в изотермических условиях 101
4.3.2 Определение температурных интервалов фазовых превращений при непрерывном охлаждении стали 45Х5МФ 107
4.3.3 Экспериментальное определение кинетики фазовых превращений стали 45Х5МФ при непрерывном охлаждении 117
4.3.4 Металлографические исследования образцов из стали 45Х5МФ после непрерывного охлаждения 119
4.3.5 Дюрометрические исследования дилатометрических образцов из стали 45Х5МФ 126
4.3.6 Расчет кинетики перлитного превращения при непрерывном охлаждении стали 45Х5МФ 128
4.4 Выводы по главе 130
5. Разработка технологии водоісапельнои закаліси рабочих валков горячей прокатки из стали 45Х5МФ 132
5.1 Результаты промышленных экспериментов по определению теплофизических параметров водокапельной закалки 132
5.2 Расчетная оценка структурных полей прокатных валков диаметром бочки 300...900 мм из стали 45Х5МФ после водокапельной закалки 135
5.3 Выводы по главе 137
Заключение 138
Список литературных источников 141
- Современные методы изучения кинетики фазовых и структурных превращений
- Методика проведения испытаний на прокаливаемость
- Расчет объемной доли перлита, образовавшегося при непрерывном охлаждении доэвтектоидных низколегированных сталей
- Исследование кинетики распада переохлажденного аустенита сталей 35Х2НМ и 38Х2ГНМ методом простого термического анализа
Введение к работе
Микроструктура стали, сформировавшаяся в результате проведения термообработки в условиях непрерывного охлаждения, является ключевым фактором, определяющим уровень механических и эксплуатационных свойств готовых изделий. Совершенствование технологии термической обработки на предприятиях нередко связано с заменой традиционных режимов закалки на более перспективные с применением водокапельных или водовоздушных охлаждающих устройств. Такие устройства обеспечивают весьма различные интенсивности охлаждения по сравнению с традиционными режимами закалки, что существенно изменяет характер формирования микроструктуры конкретной стали по сечению изделия. Помимо внедрения нового закалочного оборудования возникает необходимость использования новых марок сталей, для которых особенности протекания фазовых и структурных превращений подробно не изучены.
Зачастую в металловедческой практике для прогнозирования структурообразования сталей при их охлаждении с различной интенсивностью используют экспериментальные термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита, построенные с помощью дилатометрического, дифференциального и других методов термического анализа. Современные методики построения термокинетических диаграмм обычно обеспечивают постоянные скорости охлаждения, поэтому результаты данных исследований не всегда напрямую можно применить для оценки структурного состояния по сечению крупных изделий, полученного в результате проведения различных режимов закалки.
Расчетно-экспериментальное изучение кинетики распада переохлажденного аустенита в доэвтектоидных промышленных сталях может служить основой для разработки устойчивого алгоритма расчета количества структурных составляющих в каждой точке сечения крупных изделий при их охлаждении с различной интенсивностью.
Одним из перспективных способов моделирования кинетики у—*а превращения в доэвтектоидных сталях при непрерывном охлаждении является использование экспериментальных термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита с известными термическими траекториями, с помощью которых можно рассчитать «идеальную» изотермическую диаграмму распада переохлажденного аустенита. В результате появляется возможность использовать расчетную изотермическую диаграмму распада переохлажденного аустенита для определения температурных и структурных полей при произвольном охлаждении деталей любого сечения.
Задача повышения комплекса прочностных свойств в настоящее время актуальна для валков горячей прокатки вследствие появления новых стандартов, ужесточивших требования к уровню механических свойств стали в активном слое. Нередко в результате проведения промышленных режимов термообработки валков в их упрочненном слое образуются продукты диффузионного распада переохлажденного аустенита (избыточный феррит и феррито-карбидная смесь), что может привести к значительному понижению твердости рабочей поверхности изделий и, следовательно, их стойкости. Поэтому представляется актуальной разработка методики расчета объемной доли феррита и перлита в структуре доэвтектоидных сталей, образованных в результате термообработки стальных изделий по различным режимам. Это даст возможность расчетным путем определить необходимую интенсивность охлаждения, при которой для конкретной марки стали будет получено требуемое соотношение структурных составляющих, что позволит существенно повысить уровень прочностных свойств и стойкость готовых изделий.
Современные методы изучения кинетики фазовых и структурных превращений
На сегодняшний день наиболее точными методами определения температурных интервалов и кинетики протекания фазовых и структурных превращений в сталях в результате проведения термической обработки при непрерывном охлаждении и изотермических условиях являются дилатометрический метод и метод дифференциального термического анализа.
Известно [15], что дилатометрический метод состоит в определении изменения длины или объема образца в зависимости от температуры нагрева, охлаждения или изотермической выдержки, вызванных различного рода фазовыми переходами.
Метод дифференциального термического анализа основан на сравнении термических свойств образца исследуемого вещества и термически инертного вещества, принятого в качестве эталона. Регистрируемым параметром служит разность их температур, измеряемая при нагревании или охлаждении образца с постоянной скоростью, которая может быть представлена в виде функции температуры образца, эталона или нагревателя [15].
Достаточно высокая чувствительность дифференциального термического анализа, по сравнению с методом простого термического анализа, где регистрируемым параметром является непосредственно температура образца как функция времени, позволяет с большей точностью определить температурно-временные интервалы образования вторых фаз с малой полнотой превращения. Недостатком дифференциального термического анализа является проблематичность его использования в заводских условиях, в то время как с помощью простого термического анализа возможно получить кинетику протекания фазовых превращений в каждой точке сечения массивных поковок.
В работе [16] на примере сплавов с химическим составом Fe — 1,79 ат. % Со и Fe - 2,26 ат. % Мл проведено сравнение результатов дилатометрического и дифференциального термического анализа. На отдельных образцах из данных сплавов было проведено термоциклирование, то есть 3-х кратное повторение выбранного режима термообработки. При непрерывном охлаждении данных сплавов с постоянной скоростью 20 С/мин на первом цикле было обнаружено аномальное превращение, что не было зафиксировано при проведении 2 - го и 3 - го циклов (рисунок 1.8 — сплошная линия внизу графика).
В случае нормального превращения полный температурный интервал превращения у—»а, определенный при помощи ДТА, практически такой же (всего на несколько градусов шире), как и определенный дилатометрией для одной скорости охлаждения (рисунки 1.9 и 1.10).
В случае аномального превращения наблюдается различие между результатами ДТА и дилатометрии. Первые два пика dfa/dt, наблюдаемые в дилатометрических экспериментах (рисунок 1.11), накладываются друг на друга в соответствующих результатах ДТА (рисунок 1.12), а величина первого максимума на кривой dfa/dt для ДТА - меньше, чем на второй стадии, что противоречит дилатометрическим результатам. Это можно объяснить следующим образом. Измеряемое удлинение является прямым откликом на изменение длины при исследуемом превращении. Инструментальным размытием можно пренебречь, так как в образце существует однородное температурное поле. Однако при измерении кажущейся теплоемкости ситуация иная: теплоемкость значительно «смазывается» из-за различных инструментальных эффектов тепловой инерции. В данной работе для определения действительного значения тепловыделения использовалась процедура «восстановления», описанная в [16]. Было установлено, что данная процедура «восстановления» является точной при обработке кривых теплоемкости, и она показывает умеренное изменение кажущейся теплоемкости в зависимости от температуры [16]. В данном случае, и как показали дилатометрические измерения, в начале аномального превращения наблюдается сильное увеличение скорости превращения. Используемая методика «восстановления» данных по теплоемкости в этом случае менее адекватна по сравнению с превращением с более медленным тепловым потоком, как, например, в случае нормального превращения. Поэтому первые два пика dfa/dt, зафиксированные на кривой удлинения, на «восстановленной» кривой кажущейся теплоемкости проявляются в качестве одного широкого пика, и, следовательно, общий температурный интервал превращения, полученный при помощи ДТА, немного больше, чем в дилатометрических экспериментах [15].
Методика проведения испытаний на прокаливаемость
Измерения твердости были проведены в соответствие с ГОСТ 2999-75 на приборе Роквелла и на приборе Виккерса ТК-7 при нагрузке 1500 и 300 Н соответственно. Изображения отпечатков получены с помощью цифровой видеокамеры. Измерение длины диагонали отпечатков проведено с помощью программы Scope Photo 3.0.
Для моделирования структурных превращений, протекающих при непрерывном охлаждении сталей 09Г2С, 18ХГТ и 40Х была проведена торцевая закалка образцов на прокаливаемость в соответствии с ГОСТ 5657-69. Схема установки для проведения экспериментов на прокаливаемость показана на рисунке 2.11.
Исследуемые образцы сталей марок 09Г2С, 18ХГТ, 40Х представляли собой цилиндры диаметром 25 мм и высотой 100 мм. Образцы сталей аустенизировали при 900, 870 и 850 С соответственно в течение 1 часа. Время переноса образцов из печи в установку для испытания на прокаливаемость не превышало 5 секунд.
На расстоянии 10, 20 и 40 мм от охлаждаемого торца в цилиндр на глубину 12 мм были зачеканены термопары типа ХА, с помощью которых осуществлялась непрерывная запись изменения температуры образца с частотой 2 Гц. Схема приварки термопар к образцу приведена на рисунке 2.12. Полученные термические траектории охлаждения ряда сечений образца использовали для решения обратной задачи теплопроводности по методике [108], в ходе которой определена зависимость коэффициента теплоотдачи от температуры поверхности. Разность между экспериментальными и рассчитанными термическими траекториями охлаждения образца Джомини при рассчитанных граничных условиях по температуре составила не более 15 С (рисунок 2.13). Получение значений коэффициента теплоотдачи в виде функции от температуры охлаждаемой поверхности позволило рассчитать термические траектории охлаждения любой точки сечения по высоте образца Джомини на расстоянии 5...95 мм от охлаждаемого торца.
Исходными данными для расчетов кинетики образования перлита в изотермических условиях являлись экспериментальные изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита сталей 40 [109, диаграмма № 115], 45Х [109, диаграммы № 165, 166], 35X2 [109, диаграммы № 169, 171], 15ХФ [109, диаграмма № 289], 15ХМ [109, диаграмма № 305], 18ХГ [109, диаграмма № 260], 20ХМ [109, диаграммы № 307, 309], 30ХМ [109, диаграмма № 312], 35ХМ [109, диаграмма № 315], 40ХМ [109, диаграмма № 319], 45ХМ [109, диаграмма № 320], 50ХФ [109, диаграмма № 293], 12Х2Н2 [109, диаграммы № 341, 343], 20ХГС2 [109, диаграмма № 383], 25ХГФ [109, диаграмма № 397]. Для описания изотермической кинетики перлитного превращения использовалось уравнение Колмогорова-Джонсона-Мэйла-Аврами(1.11)[33...36].
Определение коэффициентов уравнения (1.11) п и - Ink для каждой температуры изотермической выдержки в области протекания перлитного превращения стало основой для численного моделирования кинетики образования продуктов диффузионного распада переохлажденного аустенита доэвтектоидных низколегированных сталей в условиях непрерывного охлаждения.
Расчет кинетики образования перлита в доэвтектоидных сталях при непрерывном охлаждении был проведен по данным экспериментальных изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита с помощью правила аддитивности Шейла [72, 76, 80, 84...90]. Схема алгоритма расчета приведена на рисунке 2.15.
Определение параметров уравнения (1.11) п и к для любой температуры изотермической выдержки дало возможность, применив правило аддитивности Шейла, рассчитать кинетику перлитного превращения при термообработке доэвтектоидных сталей в условиях непрерывного охлаждения. Для применения правила аддитивности кривая охлаждения была разбита по температуре на последовательные изотермические участки (шаги) продолжительностью Ах. Каждый изотермический шаг соответствовал изотермическому превращению при постоянной температуре. Зная параметры уравнения КДМА (І.П)пикна текущем шаге при температуре t2 и объемную долю перлита Pi, образовавшегося на предыдущем изотермическом шаге, по уравнению (2.7) рассчитывалось виртуальное время, необходимое для образования той же доли перлита Рь но при данной температуре t2. Прибавляя к виртуальному времени т шаг по реальному времени Ат и зная значения к и п на данном изотермическом шаге по температуре t2, по уравнению (2.6) проводился расчет доли образовавшегося перлита Рг- Циклически повторяя данный алгоритм, рассчитана полная кинетика образования перлита при непрерывном охлаждении.
Расчет кинетики ферритного превращения при непрерывном охлаждении по правилу аддитивности Шейла является затруднительным, так как на изотермических диаграммах распада переохлажденного аустенита не нанесена линия условного конца ферритного превращения, соответствующая времени хо,99- Поэтому была решена обратная задача: методом последовательных приближений на изотермической диаграмме распада переохлажденного аустенита определялось положение расчетной линии 50 % - го ферритного превращения То,5о таким образом, чтобы объемная доля феррита, рассчитанная по правилу аддитивности, с абсолютной погрешностью не более 5 % совпала с экспериментально наблюдаемой. В случае несовпадения корректировался вид расчетной С-образной диаграммы образования избыточного феррита, и расчет повторялся. Экспериментальная объемная доля феррита для сталей 15ХФ, 25ХГФ, 50ХФ 12Х2Н2 была взята из термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита, опубликованных в справочнике [109]. Для сталей 09Г2С, 18ХГТ количество феррита, образовавшегося при непрерывном охлаждении в различных точках сечения образцов, было определено металлографически после проведения торцевой закалки образцов на прокаливаемость.
Расчет объемной доли перлита, образовавшегося при непрерывном охлаждении доэвтектоидных низколегированных сталей
Определение параметров уравнения КДМА п и к в виде функции температуры изотермической выдержки дало возможность, применив правило аддитивности Шейла, моделировать кинетику перлитного превращения доэвтектоидных низколегированных сталей в условиях непрерывного охлаждения. Помимо определения объемной доли перлита, проведен расчет термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита доэвтектоидных низколегированных сталей на основе экспериментальных изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита по методике [117].
Исходными данными для расчета являлись: - термические траектории охлаждения на термокинетической диаграмме распада переохлажденного аустенита; - доли феррита и перлита в структуре из термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита для известных термических траекторий охлаждения [109]; - изотермическая диаграмма распада переохлажденного аустенита [109].
В ходе численного моделирования кинетики распада переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении по методике [113, 117] для доэвтектоидных низколегированных сталей марок 40, 45Х, 35X2, 15ХФ, 15ХМ, 18ХГ, 20ХМ, ЗОХМ, 35ХМ, 40ХМ, 45ХМ, 50ХФ, 12Х2Н2, 20ХГС2, 25ХГФ получены численные значения объемной доли перлита на каждом этапе охлаждения ниже температуры Агі с шагом 1 С.
Для стали 35ХМ на рисунке 3.10 приведена температурная кинетика образования перлита, рассчитанная для постоянных скоростей охлаждения в интервале 0,3...0,8 С/с. Получено, что при охлаждении стали 35ХМ от температуры аустенитизации 860 С с постоянной скоростью 0,8; 0,7; 0,6 и 0,5 С/с объемная доля перлита составила 18, 28, 45 и 72 % соответственно. При охлаждении со скоростью 0,3 С/с распад переохлажденного аустенита происходит полностью по I ступени. В результате дифференцирования доли перлита по температуре была получена зависимость температурной «скорости» образования перлита dp/dt от температуры охлаждения (рисунок 3.11).
В зависимости от инструментальной погрешности используемого метода построения термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита температура начала и конца перлитного превращения будет фиксироваться при определенной температурной «скорости» образования перлита dp/dt (по температуре). Чем выше точность применяемого метода исследования, тем меньше должна быть экспериментально фиксируемая «скорость» образования второй фазы dp/dt, которой соответствует отмечаемая экспериментально температура начала (конца) фазового превращения. Так как точность методов построения термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита, приведенных в [109], большей частью неизвестна, то определить «скорость» превращения dp/dt, соответствующую критическим точкам, возможно только методом подбора. Варьируя температурную скорость образования перлита, при которой фиксируется начало и конец превращения, в пределах 0,01... 1,00 %/С, можно определить положение линии расчетной термокинетической диаграммы [113].
Для сталей 35Х, 35ХМ, 12Х2Н2 из изотермических диаграмм [109] расчетным путем определены температуры начала и конца перлитного превращения в интервале скоростей охлаждения 0,001...7,0 С/с. Это позволило построить расчетные термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита (линии), которые достаточно близко совпали с экспериментально построенными диаграммами (маркеры), приведенными в [109] (рисунок 3.13).
Данный алгоритм позволил рассчитать числовые значения объемной доли перлита при непрерывном охлаждении доэвтектоидных сталей по данным известных изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита [109] с абсолютной погрешностью до 5 %. Так как ферритное превращение, как и перлитное, протекает по диффузионному механизму, то рассмотренный способ расчета кинетики фазового превращения может быть использован и для него. Но расчет кинетики образования избыточного феррита при непрерывном охлаждении по предложенному алгоритму является проблематичным, так как на экспериментальных изотермических диаграммах распада переохлажденного аустенита нанесены только линии начала ферритного превращения. Экспериментальное определение положения линии условного конца ферритного превращения затруднено вследствие того, что применяемые методы изучения фазовых превращений не позволяют с достаточной уверенностью зафиксировать конец ферритного превращения на фоне начавшегося распада аустенита по перлитной ступени.
Зная реальные термические траектории охлаждения, реализованные при построении термокинетической диаграммы и экспериментально полученное количество избыточного феррита, методом итераций была решена обратная задача - определен вид изотермической диаграммы выделения избыточного феррита для конкретной стали. Итерации проводились до тех пор, пока не достигалось удовлетворительное совпадение рассчитанной объемной доли избыточного феррита с экспериментально наблюдаемой. При этом предполагалось, что расчетная линия 50 % - го ферритного превращения лежит в интервале между линиями начала ферритного и конца перлитного превращений, а методом последовательных приближений возможно установить ее положение на изотермической диаграмме.
Исследование кинетики распада переохлажденного аустенита сталей 35Х2НМ и 38Х2ГНМ методом простого термического анализа
Определены температурные интервалы образования аустенита при непрерывном нагреве стали 35Х2НМ. По термограмме нагрева стали 35Х2НМ видно, что образование аустенита начинается при температуре 762 С и заканчивается при 787 С (рисунок 4.9). При последующей обработке результатов эксперимента установлено, что численное дифференцирование температуры нагрева (охлаждения) по времени позволяет уточнить критические точки при нагреве и охлаждении конструкционных сталей. По термограмме температуры Асі и Ас3 составили 762 С и 787 С, в то время как по графику зависимости dt/dx от температуры нагрева пластины сечением 5 мм критические точки стали 35Х2НМ составили 747 и 790 С (рисунок 4.10).
Наблюдалось расширение фиксируемого межкритического интервала стали 35Х2НМ от 25 до 43 С. На основании 10 опытов критические точки Асі и Ас3 при нагреве прутков из стали 35Х2НМ в интервале температур 700...800 со скоростью 0,9 С/с составили 752 ± 7 и 790 ± 7 С соответственно, что достаточно близко совпадает с данными [109].
Для определения температуры начала образования мартенсита при произвольном охлаждении стали 35Х2НМ в качестве образцов использованы пластины толщиной 5 мм и сечением 15x15 мм.
При охлаждении пластины из стали 35Х2НМ на спокойном воздухе после аустенитизации при температуре 860 С на термограмме в температурном интервале 350...250 С наблюдалось существенное замедление скорости охлаждения (рисунок 4.11). После проведения численного дифференцирования температуры образца по времени охлаждения по графику в координатах «скорость охлаждения - температура» определена мартенситная точка стали 35Х2НМ, которая составила 345 С (рисунок 4.12). Температурный интервал протекания мартенситного превращения составил 345...248 С.
При охлаждении прутка на спокойном воздухе от температуры аустенитизации наблюдалось значительное расширение области образования бейнита (примерно на 120 С), по сравнению с охлаждением с применением вентиляторного обдува. Температурный интервал бейнитного превращения 487...325 С для интервала скоростей охлаждения 0,9...0,6 С/с в интервале температур 500...З00 С. Более полное протекание бейнитного превращения привело к тому, что мартенситная точка понизилась с 260 до 205 С.
При охлаждении прутка из стали 35Х2НМ со скоростью 0,30...0,15 С/с температурный интервал бейнитного превращения составил 510...350 С. Температурные интервалы протекания мартенситного превращения при проведении данного опыта не были определены. Более низкая чувствительность простого термического анализа (по сравнению с дилатометрическим и ДТА анализом) не всегда позволяет зафиксировать мартенситную точку ввиду уменьшения полноты распада переохлажденного аустенита по мартенситной ступени.
Охлаждение со скоростью 0,27 С/с позволило зафиксировать начало образования избыточного феррита при 646 С. Температурные интервалы перлитного превращения составляют 598...568 С (охлаждение со скоростью 0,22...0,20 С/с, бейнитного - 528...367 С охлаждении со скоростью 0,15...0,10С/с (рисунок 4.13).
При охлаждении со скоростью 0,12... 0,16 С/с наблюдалось расширение интервала феррито-перлитного превращения от 78 до 135 С, интервал превращения - 740...605С. Перлитное превращение зафиксировано в интервале температур 655...605С (рисунок 4.14), бейнитное - при 538...395 С в интервале скоростей охлаждения 0,07...0,1 С/с.
При охлаждении пластины толщиной 5 мм из стали 35Х2НМ на спокойном воздухе наблюдалась в основном мартенситная структура с 30 % нижнего бейнита (рисунок 4.18). Среднее значение твердости составило 50 ± 2HRC.
При охлаждении образца с применением вентиляторного обдува в структуре стали наблюдалось увеличение количества нижнего бейнита от 30 до 40 % (рисунок 4.19). Твердость составила 49 ± 1 единиц HRC.
При охлаждении стали 35Х2НМ на спокойном воздухе наблюдалось повышение количества бейнита от 40 до 75 %. При сильном травлении светлые области образования мартенсита на фоне протравленной бейнитной структуры можно идентифицировать наиболее отчетливо (рисунок 4.20). Значение твердости стали понижается от 49 ± 1 до 37 ± 2 единиц HRC, что связано с различной морфологией бейнита, так как вследствие уменьшения интенсивности охлаждения прутка резко расширился температурный интервал протекания бейнитного превращения от 46 (при охлаждении вентиляторным обдувом) до 162 С (при охлаждении на спокойном воздухе). Также понижение твердости обусловлено уменьшением количества мартенсита в структуре до 15 %.
В ходе дальнейшего понижения средней скорости охлаждения образцов (от 0,25 до 0,1 С/с) не наблюдалось значительного изменения соотношения структурных составляющих. Получена гетерогенная структура, состоящая из смеси глобулярных выделений избыточного феррита размером до 5 мкм, перлитных колоний, бейнита и мартенсита (рисунок 4.21). Это было подтверждено и данными дюрометрического анализа: при охлаждении прутков в интервале средних скоростей 0,10...0,25 С/с значения твердости составили 37 ± 1 единиц HRC.
При охлаждении образцов из стали 35Х2НМ с печью наблюдалось значительное увеличение продуктов диффузионного распада аустенита и уменьшение объемной доли бейнитной составляющей. Количество избыточного феррита, перлита и бейнита составило 20, 40 и 40 % соответственно (рисунок 4.22). Отмечено понижение средних значений твердости до 31 ± 1 единиц HRC.
