Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Особенности упрочнения железа и конструкционных сталей при большой деформации сдвигом под давлением 10
1.1. Влияние способа деформирования на структуру и твердость сплавов железа с различным содержанием углерода 12
1.2. Исследование распределения деформации по образцу после сдвига под давлением с различными углами поворота наковальни 31
1.3. Влияние скорости деформации на формирование структуры при сдвиге под давлением 42
1.4. Анализ загрязнения в процессе деформации сдвигом под давлением 51
Выводы к главе 1 57
Глава 2. Стадийность эволюции структуры при сдвиге под давлением 59
2.1. Выявление границ стадий 64
2.2. Изменение типа и параметров структуры при деформации 68
2.3. Изменение текстуры и периода решетки при деформации 80
2.4. Закономерности смены структурных состояний 86
Выводы к главе 2 93
Глава 3. Низкотемпературная рекристаллизация материалов, деформированных сдвигом под давлением 94
3.1. Низкотемпературная рекристаллизация чистого железа с СМК структурой 97
3.2. Эволюция СМК структуры при отжиге стали 20Г2Р, деформированной в закаленном состоянии 110
3.3. Влияние исходной термической обработки на низкотемпературную рекристаллизацию СМК структуры стали 20Г2Р 121
3.4. Влияние частиц второй фазы на кинетику низкотемпературной рекристаллизации 125
3.5. Особенности низкотемпературной рекристаллизации армко-железа 133
Выводы к главе 3 140
Глава 4. Рекристаллизация ультрадисперсной структуры смешанного типа в железе и конструкционной стали 142
Выводы к главе 4 153
Глава 5. Склонность к росту зерна при отжиге ультрадисперсных материалов с различным типом структуры 154
5.1. Рост зерна при отжиге чистого железа 158
5.2. Влияние карбидного торможения на рост зерна 165
5.3. Влияние малого количества примесей на термическую стабильность структуры железа 173
5.4. Формирование структуры в изделиях, полученных методами холодной объемной штамповки 187
Выводы к главе 5 194
Глава 6. Зависимость твердости от параметров ультрадисперсной структуры железа и конструкционных сталей 195
6.1. Определение параметров уравнения Холла-Петча для рекристаллизованной структуры 197
6.2. Выделение вкладов различных видов упрочнения в твердость железа и стали с СМК структурой 202
6.3. Влияние стадийности деформации на параметры уравнения Холла-Петча 207
Выводы к главе 6 215
Глава 7. Образование аустенита при нагреве конструкционной стали, подвергнутой большой пластической деформации 216
7.1. Влияние исходной структуры конструкционной стали на образование аустенита в межкритическом интервале температур 219
7.2. Влияние дефектности структуры на кинетику а-у превращения в конструкционной стали вблизи температуры Асі 240
Выводы к главе 7 247
Общие выводы 248
Список литературы 251
- Влияние способа деформирования на структуру и твердость сплавов железа с различным содержанием углерода
- Закономерности смены структурных состояний
- Рост зерна при отжиге чистого железа
- Влияние дефектности структуры на кинетику а-у превращения в конструкционной стали вблизи температуры Асі
Влияние способа деформирования на структуру и твердость сплавов железа с различным содержанием углерода
Попытки сравнить механические свойства и структуру материалов, деформированных различными способами, предпринимались неоднократно [38, 48, 52]. В ГЦК металлах эволюция структуры при деформации кручением под давлением в основном такая же, как при прокатке, но при кручении отсутствуют полосы сдвига [52]. Именно с появлением полос сдвига авторы работы [53] связывают уменьшение коэффициента деформационного упрочнения. Деформационное поведение ОЦК материала (поликристаллического армко-железа) по данным работы [48], в которой сравниваются результаты, полученные при деформировании сдвигом под давлением, с результатами, полученными при волочении [54] и при кручении [55], существенно зависит от способа деформации. Однако, авторы работы [48] измеряли деформацию при сдвиге под давлением числом оборотов наковальни, поэтому результаты сравнения носят скорее качественный характер и нуждаются в уточнении.
Целью данной части работы была оценка влияния на твердость и структуру железа и стали сдвига под давлением по сравнению с другими способами деформации в той области деформаций, где такое сравнение возможно, чтобы на этом основании выбрать адекватный метод расчета степени деформации.
Исследование проводили на сталях 30ХГСН2А, 30Г2Р, 20Г2Р и армко-железе. Химический состав сплавов приведен в таблице 1.1. Сталь 30ХГСН2А широко применяется в машиностроении для изготовления ответственных деталей. Стали 30Г2Р и 20Г2Р были разработаны под новую перспективную технологию производства высокопрочных изделий методом холодной объемной штамповки [56] для замены среднеуглеродистых сталей [57, 58]. Микролегирование бором при ограниченном содержании углерода обеспечивает высокую химическую однородность сплава и размерную однородность структуры, а при закалке предотвращает образование доэвтектоидного феррита [59, 60]. Видно, что выбраны сплавы с различным содержанием углерода при одинаковом легировании другими элементами (стали 20Г2Р и 30Г2Р) либо с различным легированием при одинаковом содержании углерода (стали 30Г2Р и 30ХГСН2А). В армко-железе содержание легирующих элементов на порядок меньше, чем в сталях. В качестве альтернативного способа деформации была выбрана перекрестная прокатка, поскольку ожидалось, что этим методом можно достигнуть наибольшей деформации и получить образцы, пригодные для измерения микротвердости и электронно-микроскопического исследования. Кроме того, применение этого способа деформации обеспечило формирование наиболее близкого сдвигу под давлением текстурного состояния материала [45]. Для выявления влияния высокого давления отдельно от сдвиговой деформации проводили осадку образцов в наковальнях Бриджмена. Разную степень деформации получали, изменяя приложенную нагрузку. При этом среднее расчетное давление изменялось от 6 до 13 ГПа.
Перед деформацией материалы подвергали закалке и отпуску при 650С в течение 1 ч. Деформацию сдвигом проводили под давлением 8 ГПа (армко-железо и сталь 20Г2Р), 9 и 10 ГПа (стали 30Г2Р и 30ХГСН2А, соответственно). Толщина образца после перекрестной прокатки соответствовала средней толщине образца, деформированного сдвигом под давлением (0,15 - 0,20 мм). Деформированные образцы отжигали в вакууме 10"2 Па в течение 1 ч. Твердость и структуру образцов, деформированных сдвигом под давлением, исследовали в области, отстоящей на 1,5 мм от центра.
На рисунке 1.1 приведена зависимость твердости и размеров элементов субструктуры армко-железа (сплав 2), сталей 30Г2Р и 30ХГСН2А, деформированных перекрестной прокаткой, осадкой и сдвигом под давлением, от степени деформации. При перекрестной прокатке и осадке рассчитывали истинную логарифмическую деформацию по формуле (1.5). Эквивалентную ей деформацию при сдвиге под давлением находили согласно формулам (1.1) и (1.7). Видно, что армко-железо при осадке и сдвиге под давлением упрочняется одинаково, и значительно сильнее, чем при прокатке (рис. 1.1 а). Деформация в исследованном интервале приводит к формированию дислокационной ячеистой субструктуры. Средний размер дислокационных ячеек после сдвига под давлением оказывается меньше, чем после прокатки (рис. 1.1 б). В сталях 30Г2Р и 30ХГСН2А при значениях эквивалентной деформации еэм 2 как твердость, так и размер дислокационных ячеек не зависит в пределах погрешности измерения от способа деформации. При переходе к деформации е 2 твердость сталей после прокатки оказывается выше, а размер ячеек меньше, чем после сдвига под давлением (рис. 1.1 в-е). Если результаты, полученные на армко-железе, хорошо согласуются с известными фактами по влиянию высокого давления на развитие пластической деформации [46], то данные, полученные на конструкционных сталях, противоречат этим фактам. Таким образом, при больших деформациях сдвигом под давлением расчет эквивалентной деформации в соответствии с формулой (1.7) может приводить к тому, что твердость материала, деформированного разными способами, не соответствует эквивалентной деформации. Увеличение угла поворота наковальни при сдвиге под давлением сопровождается непрерывным уменьшением толщины образца (подробнее это обсуждается ниже в параграфе 1.2). Значит, одновременно присутствуют две компоненты деформации: сдвиговая и связанная с изменением размеров. Это обстоятельство каким-то образом следует учитывать при расчете эквивалентной деформации. Предложенная ниже методика расчета степени деформации не претендует на строгость и математическую обоснованность, но, как показали дальнейшие исследования, позволяет в пределах погрешности эксперимента сопоставить степени деформации, твердость и размеры элементов структуры (дислокационных ячеек, микрокристаллитов, рекристаллизованных зерен) разных партий образцов, деформированных сдвигом под давлением в разных экспериментах.
На рисунке 1.2 приведены зависимости твердости и размеров элементов субструктуры исследованных материалов, от степени логарифмической деформации. При прокатке и осадке степень деформации рассчитывали так же, как и в предыдущем случае (рис. 1), а при сдвиге под давлением - по формуле, которая учитывает компоненты связанные со сдвигом и с осадкой: Є = сдвига + Єосадки = 1п(1 + (фг/hirf) Ш + ІП (ho/hir). (1.8)
При таком подсчете степени деформации наблюдается хорошее соответствие твердости и размеров структурных составляющих после деформации различными способами (рис. 1.2). Видно, что армко-железо при прокатке упрочняется заметно слабее, чем при осадке и сдвиге под давлением. Расхождение в твердости деформированного различными способами армко-железа увеличивается с возрастанием степени деформации и при е = 5 составляет 1,4 ГПа или 48% от твердости армко-железа после прокатки (рис. 1.2 а). При увеличении содержания углерода в сплаве разница в деформационном упрочнении, получаемом при прокатке и сдвиге, закономерно уменьшается. Для стали 20Г2Р, деформированной с е = 4, эта разница составляет 9% (3,3 и 3,6 ГПа после прокатки и сдвига, соответственно). Изменение твердости сталей 30Г2Р и 30ХГСН2А не зависит от способа деформирования (рис. 1.2 в, д).
Электронно-микроскопическое исследование показало, что при деформировании до е = 3 - 4 обоими способами во всех исследованных материалах формируется субструктура ячеистого типа. При увеличении степени деформации сдвигом под давлением армко-железа до е = 5 структура преимущественно состоит из новых элементов - микрокристаллитов.
Закономерности смены структурных состояний
Итак, стадийность эволюции структуры при деформации в условиях наклепа обнаружена при исследовании твердости, текстуры, типа и параметров структуры. Применение разных методов исследования показывает смену стадий при близких степенях деформации. Несмотря на это, каждый из методов в отдельности не позволяет с уверенностью сказать, какого типа структура формируется при деформации данной степени. Только комплексное исследование стадийности, проведенное разными методами в широком интервале степеней деформации, позволяет точно определить переход к СМК структуре. Для каждого материала характерны определенные степени деформации, соответствующие границам стадий (табл. 2.1), значения твердости, параметров структуры и темп их изменения при деформации на каждой стадии.
Информацию о смене стадий можно было бы получить при непосредственном измерении разориентировок соседних элементов структуры. Однако даже в меди, в которой деформация при комнатной температуре сопровождается динамической рекристаллизацией [38, 96, 145], вследствие высоких значений кривизны кристаллической решетки и градиента вектора разориентации неопределенность ориентации субмикрокристаллов размером 0,3 мкм достигает 9 градусов [68]. В железе и сталях в отсутствии динамической рекристаллизации и при существенно меньших размерах элементов структуры, согласно [68, 127, 128] следует ожидать увеличения неопределенности до 15-18 градусов. Такая неопределенность не позволяет различить мало- и высокоугловые границы. Значит, данное трудоемкое исследование не даст надежных результатов.
Известно, что степень деформации, приводящей к образованию ячеистой структуры, увеличивается при уменьшении подвижности дислокаций, например, вследствие уменьшения ЭДУ [11, 115]. В настоящей работе исследована область более высоких степеней деформации, когда ячеистая структура уже сформирована. Полученные результаты позволяют проанализировать влияние пересыщения твердого раствора по углероду и малой объемной доли частиц второй фазы на переход к ротационным модам деформации в квазиоднофазных материалах и в двухфазных феррито-карбидных сталях.
В настоящее время этот вопрос недостаточно изучен. В работе [39] показано, что понижение ЭДУ в ряду сплавов Н32, Г40 и 110Г13 приводит к увеличению степени деформации образования СМК структуры. Аналогичный результат получен при сравнении эволюции структуры при сдвиге под давлением монокристаллов никеля и сплава ХН77ТЮР [178]. Следует отметить, что в сравниваемых материалах наблюдалась разная полнота фазового превращения, инициированного деформацией под высоким давлением [39], либо различный механизм формирования СМК структуры (через образование ячеистой субструктуры или деформационное двойникование [38, 39]). В более поздней работе [122] при исследовании различных ГЦК металлов и сплавов, деформированных растяжением, также обнаружено, что понижение ЭДУ отодвигает появление ротационных мод деформации в сторону больших ее степеней. Высказано также мнение, что тип кристаллической решетки и легирование (а значит и ЭДУ) сплавов на основе железа не влияет на деформацию перехода от ячеистой субструктуры к фрагментированной [84, 119].
Установлено, что легирование элементами замещения приводит, за некоторым исключением, к снижению ЭДУ [74, 190]. Влияние азота и углерода на ЭДУ пренебрежимо мало [190] и проявляется только при повышенных температурах деформации [191], зато легирование твердого раствора этими элементами внедрения приводит к образованию атмосфер на дислокациях, что также снижает подвижность последних [11]. Результаты настоящей работы показывают (табл. 2.1), что легирование твердого раствора элементами замещения и внедрения, приводящее к снижению подвижности дислокаций, уменьшает как степень деформации еп, соответствующую началу образования микрокристаллитов (стадия структуры смешанного типа), так и степень деформации в2з, после которой формируется однородная СМК структура. Наличие в стали карбидной фазы еще более смещает границы стадий в область меньших деформаций.
Из этого ряда выделяется закаленная сталь 20Г2Р. Степень деформации, приводящая к появлению первых микрокристаллитов в стали со структурой пакетного мартенсита (е]2), закономерно оказалась ниже, чем в материалах с меньшим пересыщением твердого раствора, но выше, чем в двухфазных феррито-карбидных сталях, в том числе и того же химического состава (табл. 2.1). Напротив, стадия смешанной структуры в ней соответствует интервалу степеней деформации сравнительно большему, чем в других исследованных материалах. Наши результаты позволяют заключить, что причиной продолжительной стадии смешанной структуры в закаленной стали является устойчивость к деформации границ мартенситных реек, задерживающая переход к однородной СМК структуре. Логарифмическая деформация, при которой происходит этот переход (б2з=6,5), оказывается выше, чем в чистом железе, имеющем в ряду исследованных материалов закономерно наиболее высокое значение Є2з=6 (табл.2.1).
Логично связать более ранний переход к ротационным модам деформации (еіі) при легировании твердого раствора однофазных материалов с затруднением возврата по мере увеличения степени пересыщения. В целом наши результаты согласуются с данными работы [127], в которой показано, что смена механизма деформации с дислокационного на ротационный происходит по мере того, как возврат перестает обеспечивать эффективную релаксацию. То есть снижение подвижности дислокаций в материале затрудняет возврат и ускоряет переход к ротационному механизму деформации.
В исследованных в настоящей работе двухфазных сталях степень деформации при переходе к стадии СМК структуры оказалась одинаковой и заметно меньшей, чем в однофазных материалах.
Данные, приведенные в таблице 2.2, показывают, что образование первых микрокристаллитов (начало второй стадии) и переход к однородной СМК структуре (начало третьей стадии) не связаны с достижением некого значения твердости или размера элементов структуры и в исследованных материалах происходят при различных значениях этих параметров. Например, средний размер микрокристаллитов в улучшенной стали 20Г2Р с однородной СМК структурой (0,25 мкм) оказывается больше, чем средний размер микрокристаллитов и дислокационных ячеек в закаленной стали 20Г2Р на стадии появления первых микрокристаллитов (0,14 мкм).
Для развития теории и практики деформационного упрочнения необходимо изучение эволюции количественных параметров, которыми можно однозначно охарактеризовать структуру [115]. Такими параметрами в настоящей работе выбраны твердость и размер элементов субструктуры, а их эволюция на каждой стадии характеризуется коэффициентами роста твердости (аналогичному коэффициенту деформационного упрочнения) kj и измельчения кнш.
Рост зерна при отжиге чистого железа
В литературе отмечается, что наименьшей термической стабильностью обладают чистые металлы [21, 269], в которых отсутствует торможение частицами и примесями. Предлагается способ стабилизации путем легирования малыми примесями [21, 161, 224]. При этом упускают из вида, что, во-первых, легирование приводит к получению другого материала, во-вторых, этот способ торможения роста зерна эффективен при низких температурах, а при высоких приводит к аномальному росту зерна по механизму вторичной рекристаллизации [214, 267]. При этом с измельчением зерна уменьшается инкубационный период вторичной рекристаллизации и снижается температура ее начала [270].
На рисунке 5.1 а приведена зависимость твердости от температуры нагрева железа с различной исходной структурой. Длительность нагрева составляла 1 ч. Значения твердости и ход ее изменения при отжиге зависит от исходной структуры. Самую низкую твердость после деформации имеет железо с ячеистой структурой, причем отжиг до 300С не меняет значение твердости, а при повышении температуры она плавно снижается. Однако после отжига в интервале температур от 350 до 650С наименьшую твердость приобретает железо со смешанной структурой. Твердость СМК и СМЗ железа интенсивно снижается в интервале температур до 350С. При более высоких температурах снижение твердости СМК-1 и СМЗ железа слабое, а твердость СМК-2 изменяется по кривой с максимумом после отжига при 450С. Следует отметить, что после отжига при 350С твердость железа практически не зависит от исходного структурного состояния. Такая же тенденция к выравниванию твердости в железе с различной исходной структурой наблюдается после отжига при 650С. Поведение твердости естественно было связать с ростом зерна при нагреве.
Зависимость среднего размера зерна от температуры отжига изображена на рисунке 5.1 б, а параметры распределений по размерам зерен, полученных в ходе отжига при 350 и 450С, приведены в таблице 5.2. В СМК-1 структуре при нагреве средний размер зерна увеличивается с температурой отжига. В то же время после отжига СМК-2 структуры при 450С средний размер зерна более чем в два раза меньше, чем при 350С. Значения других параметров распределения (dBep, с/щах» П) также оказались в 2-2,5 раза меньше (табл.5.2, рис. 5.2 а, б).
В железе с СМК-2 структурой при 350С формируется однородная зеренная структура (рис. 5.2 в), а после отжига при 450С рекристаллизация явно не завершена (рис. 5.2 г). Наблюдаются зерна, содержащие в теле большое количество дефектов, мелкие зародыши рекристаллизации, которых не было после часового отжига при 350 и даже 300С. Эти наблюдения позволяют заключить, что в ходе отжига железа с СМК-2 структурой при 450С образуются новые термически активированные зародыши рекристаллизации. В железе с СМЗ структурой наблюдается аналогичный, но значительно более слабый эффект (рис. 5.1, табл. 5.1).
Образование термически активированных зародышей ранее наблюдали при отжиге СМК структуры в армко-железе ( 3.5). Это было связано с закреплением атомарным углеродом только части границ микрокристаллитов. Причина образования термически активированных зародышей в чистом железе другая. В интервале температур 200-350С рекристаллизация происходит за счет совершенствования микрокристаллитов, созданных при деформации. Образование термически активированных зародышей при таких температурах затруднено. При более высокой температуре (400-450С) они появляются быстрее, чем релаксирует СМК-2 структура. Близкий ход зависимостей изменения размера зерна и твердости для СМК-2 и СМЗ структур до температуры появления термически активированных зародышей - 450С показывает (рис. 5.1), что низкотемпературная рекристаллизация не приводит к полному снижению запасенной энергии деформации. В СМЗ структуре новые зародыши образуются, хотя и в меньшем количестве. В СМК-1 структуре существует дополнительный механизм релаксации путем коалесценции ( 3.1), поэтому при нагреве в интервал образования термически активированных зародышей запасенная энергия деформации не сохраняется, и образования новых зародышей не происходит. Этот факт свидетельствует о существенном изменении СМК структуры при повышении степени деформации.
В железе с ячеистой структурой, полученной осадкой, снижение твердости при отжиге ниже 450С определяется в основном процессом возврата. При 450С начинается рекристаллизация, и в течение 1 ч рекристаллизуется до 70% объема материала. Таким образом, именно при 450С происходит термически активированное образование зародышей рекристаллизации. Их плотность в относительно слабо деформированном (е = 0,6) железе невелика.
После отжига ячеистой структуры при 450С средний размер рекристаллизованного зерна - 13 мкм, а отдельные достигают 65 мкм, т.е. зерно в 15 раз крупнее, чем при таком же отжиге СМЗ, и в 30 раз крупнее, чем при отжиге СМК-2 структуры (табл. 5.2). Увеличение температуры отжига ячеистой структуры приводит к росту зерна (рис. 5.3, табл. 5.3).
В результате отжига СМК-1 структуры зерно в несколько раз мельче, чем после соответствующего отжига ячеистой структуры, но значительно крупнее, чем при отжиге СМК-2 и СМЗ структур (рис.5.3). Промежуточный отжиг, формирующий СМЗ структуру, не оказывает влияние на размер рекристаллизованного зерна при нагреве до 550-750С (табл. 5.3).
Среднюю скорость миграции границы можно оценить по разности размеров зародыша рекристаллизации и рекристаллизованного зерна, выросшего за время изотермического отжига [27]. Вследствие относительной малости зародыша рекристаллизации (порядка 0,2, 0,4 и 1 мкм для СМК, смешанной и ячеистой структуры, соответственно), средняя скорость роста составляет порядка dcp в час (табл. 5.3). Видно, что в среднем медленнее растет зерно в СМК-2 и СМЗ структурах. Наибольшей скоростью роста зерна характеризуется структура смешанного типа (рис. 5.3, табл. 5.3), в которой при отжиге в интервале температур от 450 до 650С вырастает наиболее крупное зерно.
Для оценки размерной однородности используют среднеквадратичное отклонение (СКО), коэффициент вариации линейных размеров и отношение максимального размера зерна к среднему [206, 249]. Из значений среднеквадратичного отклонения следует, что к наименьшей структурной однородности приводит рекристаллизация ячеистой и смешанной структуры. Коэффициент вариации показывает тенденцию к повышению однородности ячеистой структуры при увеличении температуры отжига (табл. 5.3). После отжига смешанной структуры Агвар—0,5, что характерно для нормального роста зерна [206]. Следовательно, проведенный отжиг привел к собирательной рекристаллизации образовавшейся крупнокристаллической структуры. Очевидно, СКО не корректно применять для оценки однородности структур разного масштаба, поскольку оно связано с абсолютными значениями размеров и не характеризует их относительное распределение. В СМК-1 и СМЗ структуре коэффициент вариации сохраняется на уровне 0,6+0,1 и 0,5+0,1, соответственно. В СМК-2 структуре видна тенденция к росту каар с повышением температуры, однако его значения не превышают 0,7, то есть однородность распределения сохраняется.
Анализ отношения наибольшего размера зерна к среднему показывает, что все структуры содержат потенциальные зародыши вторичной рекристаллизации - зерна размером более 3-6 dcp. [206, 249]. Хотя после отжига при 550 и 650С структуры перестают быть ультрадисперсными, СМК-2 и СМЗ структуры обеспечивают наименьшие размеры (на порядок меньше, чем ячеистая и смешанная) и наиболее высокую размерную однородность рекристаллизованного зерна. После отжига при 750С размерная однородность структур не зависит от исходного состояния, однако в СМК-2 структуре высокое значение отношения наибольшего размера зерна к среднему указывает на большую вероятность начала вторичной рекристаллизации при повышении температуры или длительности нагрева.
Считается, что снижение энергии активации и повышение коэффициента зернограничной диффузии в СМК материалах [155, 255] должно обеспечивать быстрый рост зерна при нагреве. Тем не менее, если наблюдается кинетика нормального роста зерна на всех этапах рекристаллизации, средняя скорость роста зерна в СМК структуре оказывается меньше, чем в крупнокристаллической.
Влияние дефектности структуры на кинетику а-у превращения в конструкционной стали вблизи температуры Асі
В предыдущем разделе показано, что формирование при холодной деформации СМК структуры обусловливает кажущееся снижение температуры Асз. Данный параграф посвящен выявлению особенностей образования аустенита при изотермической выдержке вблизи температуры Ась По данным разных авторов [32, 315-320] холодная пластическая деформация прокаткой со степенью от 20 до 80% приводит к снижению на 5 - 40С температуры начала образования аустенита.
Теоретически температура фазового перехода То в неравновесных системах должна снижаться, если свободная энергия высокотемпературной фазы повышается за счет несовершенств структуры в меньшей степени, чем в низкотемпературной [32]. Это может происходить при частичной релаксации дефектов в процессе а-у превращения, что реализуется почти всегда. При очень медленном нагреве дефекты в а-фазе успевают аннигилировать до начала превращения, и снижение температуры фазового перехода не наблюдается. По данным разных авторов наибольшее влияние на температуру Асі оказывают деформационные дефекты различного типа. Согласно [317] это должны быть хаотично расположенные дефекты, а регулярные структуры (дислокационные сетки и стенки) не изменяют Асі. В работе [318] напротив, наиболее значительное снижение наблюдалось после деформации, соответствующей стадии измельчения ячеистой субструктуры.
Наблюдаемое в эксперименте снижение критической точки Асі при ускоренном нагреве деформированной или закаленной стали не связано с изменением То, так как превращение начинается при более высокой температуре [315]. Во всех работах [32, 315, 317-320], где было обнаружено снижение АСь эксперимент проводился в условиях непрерывного нагрева (иногда с изменением скорости), то есть в неизотермических условиях. При этом снижение температуры начала превращения было тем больше, чем медленнее производили нагрев (по крайней мере до скорости 100 град/мин) [319]. С другой стороны, при очень медленном нагреве (1 град/мин) снижение Асі не обнаруживали. Эти результаты можно объяснить влиянием дефектов структуры не только на Асі, но и на инкубационный период превращения. Он уменьшается за счет активизации диффузионных процессов, вызванной предварительной пластической деформацией [316]. Как показано в предыдущем параграфе, на инкубационный период превращения в изотермических условиях нагрева большое влияние оказывает исходная структура стали. Таким образом, в экспериментах при непрерывном нагреве фиксируется снижение инструментально определяемой температуры начала превращения. Это предположение представляется тем более вероятным, что в экспериментах при изотермическом нагреве снижения Асі в деформированных сталях не обнаружено [313, 333].
Снижение Асі может вызвать химическая неоднородность стали по марганцу и углероду, когда в отдельных участках образца химическому составу стали соответствует более низкая температура превращения [57, 299, 327]. Большая пластическая деформация сдвигом под давлением, растворяя дисперсные частицы интерметаллидов и карбидов, приводит сплав в состояние пересыщенного твердого раствора, устраняя его структурную и химическую неоднородность [334]. В то же время при больших пластических деформациях может происходить расслоение, приводящее к образованию микрообластей с различным содержанием марганца [335]. Расслоение может быть вызвано потоками вакансий, генерируемых на высокоугловых границах в процессе деформации [336].
Исследования проводили на стали 30ХГСН2А. Температура Асі, определенная дилатометрически для улучшенной стали, составила 715С. Изотермическую выдержку проводили при температуре несколько выше (720С) и ниже (710 и 700С) Асі в течение 1,5; 3; 10; 30 мин; 1; 4 и 6 ч с последующим охлаждением в воде. Исследовали сталь после следующих обработок: улучшение без деформации (обработка 1); улучшение и холодная прокатка с е=3,5 (обработка 2); закалка на мартенсит, гидроэкструзия с противодавлением с е=0,6 и отпуск при 200С 1 ч (обработка 3), улучшение и сдвиг под давлением с е=6,5 (обработка 4). Первая из проведенных обработок обеспечила низкую плотность дефектов, именно после нее определили критические точки. При обработке 2 образуется структура смешанного типа, рекристаллизация которой приводит к формированию мелкого зерна. Деформация мартенсита создает ячеистую неразориентированную субструктуру с высокой плотностью нерегулярных дефектов в сравнительно крупном аустенитном зерне (d-7 мкм) [49, 297]. СМК-2 структура, полученная при обработке 4, обеспечила наиболее значительное изменение кинетики образования аустенита в МКИ.
Твердость стали 30ХГСН2А после обработок 1,2, 3 и 4 составила 2,7; 4,5, 5,4 и 7 ГПа, соответственно. Средний размер элементов субструктуры после обработок 2, 3 и 4 оказался равным 0,15, 0,12 и 0,05 мкм. В стали после обработки 3 наблюдалась наиболее сильная структурная неоднородность.
Изменение твердости стали 30ХГСН2А, закаленной от температуры 720С, при увеличении продолжительности нагрева приведено на рисунке 7.11 а. Вьщержка до 10 мин приводит к существенному разупрочнению стали, обработанной по режимам 2 и 3, и не изменяет твердость недеформированной стали. При увеличении времени аустенитизации до 1 ч наблюдается некоторое повышение твердости, наибольшее после обработки по режиму 2.
После закалки от 710 и 700С (ниже Ась определенной дилатометрически при непрерывном нагреве) твердость стали, обработанной по режимам 2 и 3, с увеличением выдержки непрерывно снижается, а в недеформированной - остается неизменной (рис. 7.11 б, в). Когда вьщержка превышает 10 мин, самой низкой оказывается твердость стали после обработки 3. Наиболее высокую твердость после закалки от 700С имеет сталь с исходной СМК-2 структурой (обработка 4, рис. 7.11 в).
Аустенит образуется при изотермической выдержке как выше, так и ниже определенной дилатометрически температуры Асі, независимо от исходной обработки. Образованию аустенита в изотермических условиях вблизи Асі всегда предшествует инкубационный период, продолжительность которого при снижении температуры существенно возрастает (табл. 7.2).
