Содержание к диссертации
Введение
1. Состояние вопроса 10
1.1. Влияние температуры нагрева на процессы образования аустенита и мартенсита 10
1.2. Термоциклическая обработка сплавов 16
1.3. Структурные превращения при нагреве закаленных сталей .19
1.4. Способы упрочнения сталей 27
2. Методо исследования 32
2.1. Рентгенографический анализ 32
2.1.1. Определение макронапряжений 33
2.1.2. Определение параметров тонкой структуры 34
2.2. Металлографический анализ 38
2.2. Г. Электронная микроскопия 38
2.2.2. Оптическая микроскопия 38
2.2.3. Количественная металлография 39
2.2.4. Высокотемпературная металлография 40
2.3. - Механические испытания 42
2.4. Статистические методы обработки экспериментальных данных 45
3. Влияние повторной аустенизации и закалки на структуру и свойства конструкционной стали 37ХНЗА 48
3.1. Структурные превращения при нагреве стали 48
3.2. Влияние первичной и вторичной аустенизации и физико-механические свойства 57
3.3. Обсуждение результатов 70
4. Влияние фазового наклепа на мартенситное превращение и свойства мартенсита закалки стаж 37ХНЗА 79
4.1. Влияние кратной закалки на структуру аустенита и физико-механические свойства мартенсита 80
4.2. Влияние истории термической обработки на фазовый наклеп аустенита 89
4.3. Влияние прочностных свойств фаэонаклепанного аустенита на температуру начала мартенситного превращения 95
4.4. Дислокационная структура мартенсита после циклической закалки 104
5. Влияние истонш термической обработки на свойства стали и превращения при отпуске 112
5.1. Влияние кратной закалки на ударную вязкость после низкого отпуска 112
5.2. фрактографическое исследование изломов ударных образцов, обработанных по режимам циклической закалки 117
5.3. Микроструктурные изменения при отпуске стали после циклической закалки 120
5.4. Влияние исходной циклической закалки на механические свойства после отпуска стали 130
5.5. Регрессионный анализ факторных моделей, описывающих свойства стали после циклической закалки 136
5.6. Обсуждение результатов 144
6. Промышленное использование результатов работы 154
6.1. Технология циклической закалки деталей горных машин 154
6.2. Оценка экономического эффекта от реализации результатов исследования в промышленности 158
Заключение 161
Литература 163
Приложение 175
- Структурные превращения при нагреве закаленных сталей
- Металлографический анализ
- Влияние первичной и вторичной аустенизации и физико-механические свойства
- Влияние истории термической обработки на фазовый наклеп аустенита
Введение к работе
Актуальность темы. Переход на интенсивный путь развития производства, осуществляемый в настоящее время в соответствии с решением ХХУІ съезда КПСС, предполагает более рациональное использование сталей и сплавов, идущих на изготовление ответственных деталей машин и механизмов. Один из способов рационального применения сталей - улучшение свойств существующих марок посредством термической и термомеханической обработки.
Существенное повышение прочности ряда сталей достигается закалкой. Комплексное улучшение эксплуатационных характеристик (прочности, пластичности и вязкости) обеспечивается чисто термическим путем (закалка и отпуск) или термомеханической обработкой (ТМО). Применение последней значительно удорожает деталь. В то же время пока недостаточно глубоко вскрыты резервы более дешевых чисто термической и термоциклической обработок.
В закаленных сталях выходные характеристики после термообработки зависят от параметров тонкой структуры аустенита и мартенсита. Последние существенно зависят от условий термической обработки. Разумное применение одного или нескольких последовательных циклов закалки может направить изменение параметров тонкой структуры в сторону оптимальных значений прочности, пластичности и вязкости в комплексе. Для этого необходимо установить взаимосвязь условий циклирования с изменениями параметров структуры и выходных интегральных характеристик стали.
Известен ряд работ, в которых циклическая закалка применялась для изучения механизма наследственности в сталях. Имеются исследования, где термоциклическая обработка предназначалась для
улучшения свойств. Однако явно недостаточно изучено многократное закаливание как процесс термообработки, направленный на улучшение эксплуатационных характеристик. По-видимому, это обусловлено как трудностью наблюдения значений промежуточных параметров в процессе закалки, так и противоречивыми представлениями о механизмах наследственности.
Представляется, что параметрами управления циклической закалкой являются число циклов и условия циклирования (скорости нагрева и охлаждения, температура и длительность изотермической выдержки). Определение оптимальных значений этих параметров позволяет рекомендовать циклическое закаливание как более технологичный способ обработки деталей из сплавов по сравнению, например, с ТМО.
Цель работы. Изучение взаимосвязи структуры и свойств горячего аустенита с морфологией, параметрами тонкой структуры и свойствами мартенсита в ходе циклической закалки и отпуска. Разработка режима циклической закалки с целью улучшения комплекса механических свойств стали 37ХНЗА.
Сталь 37ХНЗА выбрана как типичный представитель хромонике-левых улучшаемых сталей. Применение сталей, легированных дефицитным никелем, может быть экономически оправдано, если разработка способов термической обработки обеспечит значительное повышение комплекса механических свойств по сравнению с традиционным улучшением. В то же время эта сталь с низкой критической скоростью закалки может служить хорошим модельным материалом для исследования процессов мартенситообразования.
Научная новизна. Установлено*, что условия подстуживания
к При анализе результатов автор пользовался консультациями к.т.н., доц. Ростовцева А.Н.
7 при исходной закалке влияют на процесс рекристаллизации восстановленных зерен аустенита при повторном нагреве со скоростью 100*200 град/мин.
Установлена линейная зависимость (с высоким коэффициентом корреляции и с нулевой постоянной в уравнении линейной регрессии) между приращениями условного предела текучести аустенита перед охлаждением и температурой начала мартенситного превращения в случае, когда изотермическая выдержка обеспечивает рекристаллизацию в циклах - при увеличении циклов закалки. Если изотермическая выдержка недостаточна для рекристаллизации, то сохраняется указанная линейная зависимость, но с добавлением постоянного слагаемого.
Установлено влияние числа циклов и условий циклирования на взаимосвязь свойств горячего аустенита и мартенсита закалки.
Исследована зависимость условного предела текучести мартенсита закалки от параметров тонкой структуры при варьировании числа закалочных циклов. Проведен регрессионный анализ, который позволил определить коэффициенты линейной факторной модели. Сравнение экспериментальных и модальных значений показало высокую их адекватность.
Обнаружено повышение устойчивости мартенсита при отпуске и уменьшение склонности стали к необратимой отпускной хрупкости после циклической закалки.
Практическая ценность. Разработаны режимы циклической закалки стали 37ХЮА, обеспечивающие улучшение комплекса механических свойств. Определены оптимальные параметры управления циклической закалкой, позволяющие получить заданное сочетание свойств. Опытные режимы циклической закалки опробованы для термической обработки деталей драг в производственном объединении "Лензолото".
8 Экономический эффект от внедрения деталей в производство составил 23.500 рублей (акт прилагается).
Апробация работы. Материалы работы докладывались и обсуждались на:
IX научно-техническом совещании по тепловой микроскопии металлических материалов, 30 сентября - 2 октября 1980 г., г.Фрунзе, - УП Уральской школе металловедов-термистов, февраль 1981 г., г. Свердловск;
Всесоюзной научно-технической конференции "Термическая и термомеханическая обработка стали - важнейший резерв экономии металла", сентябрь 1981 г., г.Днепропетровск;
X научно-техническом совещании по тепловой микроскопии "Структура и свойства металлов в широком диапазоне температур", 6-9 сентября 1982 г., г.Новокузнецк;
УШ Уральской школе металловедов-термистов, 27 февраля -5 марта 1983 г., г.Свердловск;
Всесоюзном семинаре "Термическая обработка стали и сплавов", 22-24 февраля 1983 г., г.Киев;
Зональном совещании "Структура и свойства металлов и вопросы методики преподавания технологии конструкционных материалов", 15-18 мая 1984 г., г.Новокузнецк;
научных семинарах кафедр "Машиноведения" НГПИ и "Металловедение и термическая обработка металлов" СМИ, 1980*1984 гг., г.Новокузнецк.
Публикации. По материалам диссертации опубликовано 12 работ.
Объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, заключения, библиографии из 115 наименований работ отечественных и зарубежных авторов и приложения.
В первой главе на основе анализа имеющихся в литературе
9 теоретических и экспериментальных данных о влиянии температуры на процессы образования аустенита и мартенсита, о структурных превращениях при нагреве закаленных сталей и способах упрочнения сплавов, рассматривается состояние вопроса и формулируются задачи исследования.
Во второй главе изложена методика исследований и статистической обработки результатов.
В третьей главе представлены результаты изучения влияния температуры нагрева под первичную и повторную закалку на структуру и свойства мартенсита закалки, исследования характера структурной наследственности и условий рекристаллизации восстановленных зерен при повторном нагреве под закалку со скоростью 100*200 град/мин.
В четвертой главе изложены результаты исследования влияния циклической закалки на структуру и свойства горячего аустенита и мартенсита, изучения зависимости температуры начала мартенситно-го превращения от свойств горячего аустенита.
В пятой главе приведены результаты исследования превращений при отпуске после циклической закалки, проведен регрессионный анализ факторных моделей, описывающих свойства после циклической закалки, определены оптимальные закалочные режимы.
В шестой главе приведены результаты промышленного использования разработанных режимов кратной закалки. Изложены технология циклической закалки деталей горных машин и оценка экономического эффекта от внедрения опытных режимов в производство.
В заключении сделаны основные выводы по результатам исследования.
В приложении приведен акт о внедрении результатов работы в производство.
10 I. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА
Структурные превращения при нагреве закаленных сталей
Одним из важных вопросов,.возникающих при изучении аустени-зации исходнозакаленных сталей, является феномен, наследования структуры и дефектов при &-+$ превращении.
При описании различных явлений наследственности в литературе нет установившейся терминологии. Так, Бокштейн С.З. [Зб] предлагает свою классификацию, согласно которой различаются следующие явления:1. Деформационная наследственность, характеризующаяся неполным возвратом свойств при рекристаллизации деформированного металла;2. Фазовая наследственность, заключающаяся в передаче свойств во время полиморфного превращения.3. Граничная наследственность, выражающаяся в неполном залечивании дефектов, принадлежащих старым границам зерен после ректристаллизацииДьяченко С.С. в [9] выделяет два вида наследственности: I. Фазовая, под которой понимается наследование свойств при полиморфном превращении, т.е. передача дефектов к фазой2. Структурная, которая заключается в восстановлении но форме и размерам аустенитного зерна после реализации полиморфного превращения.
Таким образом, по-видимому, нет необходимости выделять в особый вид зернограничную наследственность, поскольку передача дефектов старых границ новым и не залечивание их, в некоторых случаях, при многократной перекристаллизации и рекристаллизации есть суть проявления деформационной наследственности. Что касается деформационной наследственности, то в.случае, если речь идет о металлах с полиморфным превращением, это также один из аспектов фазовой наследственности.
Согласно Садовскому В.Д. [373, структурная наследственность проявляется в том, что при нагреве стали с кристаллографически упорядоченной структурой (мертенсит, бейнит, видманштеттова структура) зерно аустенита, образующееся непосредственно выше критической точки Асд, оказывается крупным. Оно равно по размерам зерну исходной структуры, имеет его форму и ориентировку. В [37] рассмотрены условия возникновения и различные случаи проявления структурной наследственности при проведении различных видов термической обработки; при отжиге, нормализации или закалке.
Степень и характер проявления структурной наследственности решающим образом зависят от скорости нагрева.
Ускоренный нагрев (сотни градусов в мин.) приводит не только к большей степени фазовой наклепанности (восстановленного) аустенита в результате сдвигового Х- у превращения, но и к частичному наследованию им дефектов исходной структуры. В результате этого фазовое превращение сопровождается релаксационными процессами, в частности, рекристаллизацией. Практически проиехо дат наложение процесса рекристаллизации на сдвиговой процесс оС- у превращения.
При высоких скоростях нагрева релаксация также осуществляется путем рекристаллизации, но процесс этот сдвигается в область более высоких температур Точки зрения Садовского БД, и Дьяченко С.С, на механизм структурной наследственности во многом совпадают: основной механизм (К-+ у превращения при медленном и быстром нагреве - сдвиговый, njM умеренном нагреве по Садовскому В.Д. допускается наложение сдвигового процесса и рекристаллизации.
Однако в [9] проводится более широкий анализ, в котором процесс аустенитообразования рассматривается с момента зарождения новой фазы.
Склонность стали к восстановлению зерна зависит от характера легирования и присутствия в стали примесей, от температуры исходной аустенизации. Присутствие карбидообразующих элементов, даже в малых количествах, способствует восстановлению структуры.
Образовавшийся комплекс восстановленных зерен при дальнейшем нагреве до некоторой критической температуры, выше Асд,обеспечивает формирование новых мелких зерен высокотемпературной фазы в результате рекристаллизации.
По механизму замены исходных зерен новыми различают первичную (или обработки), собирательную и вторичную рекристаллизацию. Первичная рекристаллизация характеризуется зарождением в исходных зернах новых, более совершенных, с их последующим ростом.
При быстром нагреве со скоростью сотни градусов в секунду закаленной неотпущенной стали имеет место особый упорядоченный механизм образования аустенита, сходный с обратным мартенситным
Металлографический анализ
Тонкая структура зерен изучалась с помощью микроскопа УЭМВ-І00К. С фольг на просвет структура металла фиксировалась непосредственно, применялись увеличения 8000...32000. Посредством угольных реплик исследовались поверхность излома и микрорельеф поверхности шлифа, увеличения составляли 3000..,6000.
Угольные реплики оттенялись платиной, отделялись механическим путем вместе с предварительно нанесенным слоем желатина.
Фольги изготовлялись в несколько приемов. Механической обработкой получали пластинки толщиной 0,8 мм и площадью I см2. Затем следовало утонение в смеси разбавленных азотной, фосфорной и соляной кислот. Последующая шлифовка на тонких абразивных бумагах и электрополировка в электролите - растворе смеси фосфорной кислоты и хромового ангидрида - создавали вокруг "окна" необходимую для просвечивания толщину фольги.
Травленные поверхности шлифов изучались на микроскопах МИМ-7 и NU -2, интервал увеличений составляя хЗОО.,.500. Для выявления границ аустенитных зерен использовался травитель - пересыщенный водный раствор пикриновой кислоты с добавлением синтолаі Мартенситная структура, а также структура после отжига стали выявлялись травлением в 5$-ом спиртовом растворе азотной кислоты.
Задачи построения распределений по размерам зерен и определения размера зерна решались с помощью микроскопа "EPIQUANT". Рассматривались микроскопические поля площадью 16 мм2, с числом зерен в поле не менее 2000. При разбиении размеров зерен на разряды устанавливалась нижняя грань размеров - 3 мкм. В указанном приборе отношение значений двух границ любого разряда равно 2". Как известно [81], геометрическая прогрессия значений средней длины пересекающего зерно отрезка со знаменателем V соответствует последовательному перечислению номеров зерна по шкале ASTM. Так как "EPIQUANT" классифщирует линейные размеры зерен по 13 разрядам, то при минимальном размере 3 мкм максимальный размер регистрируемых зерен составил (V2)13» 3 270 мкм. Средний линейный размер зерна (диаметр зерна) находился по гистограммам как статистическим оценкам плотности распределения. Гистограмма строилась в координатах Vm-Гоі где Vm= WN-r- относительная частота зерен в разряде с номером m , rn =1,2,..., 13; Пт- число зерен в ГО -ом разряде, N - общее число зерен в 13 разрядах. В таких координатах Vm - оценка неизвестной вероятности Рт раз 13меру зерна попасть в m -ый разряд, при этом ZVm= І. По гисто-грамме Vm-m находились среднее значение ш и исправленная дисперсия So :
Эта схема расчета Х и б свободна от допущений о нормальности распределения размеров зерна и не требует предварительной симметризации разрядов по диапазону размеров зерна от минимального до максимального.
Величины и б усреднялись по результатам регистрации нескольких полей наблюдения как характеристики независимых случайных величин - размеров зерен в наблюдениях.
Коэффициент разнозернистости рассчитывался из отношения максимального размера зерна к среднему размеру, определяемым из гистограмм,
Установки для высокотемпературных металлографических исследований типа ИМАШ позволяют определять характеристики структурных изменений в процессах, моделирующих реальную термообработку.
На установке ИМАШ 20-75 ("Ала-Тоо") в интервале температур 800;..П00С получали диаграммы растяжения стандартных (для ИМАШ) образцов. Скорость деформирования образцов составляла 0,28 мм/с. По диаграмме находился условный предел текучести 6Q %. Для это го прослеживалась кинетика микродеформирования центральной части образца по реперним точкам с расстояниями между ними в 200 мкм (рис,2.2). По серии отметок на диаграмме, отвечающих моментам микросъемки поверхности пшифа, находилось усилие растяжения, соответствующее относительной осевой деформации 6 = 0,002. В предположении однородности деформации образца рассчитывалось напряжение б о 2 При масштабв диаграммы 1,87 МПа на I мм вертикальной координаты обеспечивалась погрешность в определении 6Q 2 не больше 3 %
На ИММ-20-75 проводилось также исследование кинетики мар-тенситного превращения путем фотографирования микрорельефа полированной поверхности образца. Обеспечивались вакуум 3 10 мм рт.ст, и скорости нагрева 100...200 град/с. Достигались скорости охлаждения 30-50 град/с, путем введения в вакуумную камеру медного стержня, охлаждаемого жидким азотом. Использовался микроскоп MBT-7I с полезным увеличением х4Ю и с зеркально-линзовым объективом ( F= 6,1, А = 0,4). Образцы полировались механически и электролитически.
Параллельно с фоторегистрацией микрорельефа шлифа проводилась запись электросопротивления образца в интервале исследуемых температур. Известно [82], что электросопротивление является структурно чувствительным параметром. При данной внутренней структуре сопротивление монотонно возрастает с ростом температуры, а относительное удельное сопротивление является аналитической функцией абсолютной температуры Т в окрестности опорногозначения То: роЦ - линейный температурный коэффициент сопротивления, oij,- квадратичный температурный коэффициент сопротивления.
При фазовом превращении типа мартенситного практически скачкообразно изменяются значения коэффициентов о(-, что приводит к разрыву производной зависимости 9т/Рт = т(Т) (утловая точка на графике этой зависимости). Так как сопротивление образца R связано с удельным сопротивлением посредством геометрических факторов - R =9 /S , где 6 - длина проводника, S - площадь его сечения, то практически можно считать, что непрерывная запись ( RT/RT0) = f (Т) позволяет с большой точностью определять температуру начала мартенситного превращения. Удельное сопротивление вычислялось при известных RT, площади сечения образца (9 ммг) и расстоянии между точками приварки потенциальных проводов (25 мм). С учетом погрешностей определения этих величин наибольшая ошибка вычисления рт составляла 4$.На рис.2.3 приведен типичный графак зависимости RT/R20C = = f ( Т ) в интервале температур, содержащем мартенситнуго точку.
Для выявления кинетики разупрочнения при отпуске на установке ИМШ 9-66 проводилось измерение микротвердости На в интервале температур 20...600С. В качестве индентора использовался кристалл сапфира, нагрузка на индентор составляла I н. Микротвер-дость - также структурно чувствительный параметр, позволяющий определить относительную прочность структур закалки и отпуска в зависимости от температуры.Испытания на растяжение с целью определения условного предела текучести GQ и предела
Влияние первичной и вторичной аустенизации и физико-механические свойства
Измерение микротвердости образцов после повторной закалки от 770С в зависимости от длительности изотермической выдержки показало следующее (рис.3.11).
В первые пять минут наблюдается снижение микротвердости, что может быть объяснено уменьшением некоторой доли дислокаций, формирующихся при фазовом наклепе при - $ превращении. При увеличении выдержки свыше пяти минут микротвердость возрастает за счет растворения карбидов, т.е. дополнительного легирования аустенита.
Рекристаллизованные зерна имеют более высокую микротвердость по сравнению с зернами, не охваченными рекристаллизацией. Измельчение зерен сопровождается увеличением поверхности границ, что сказывается на росте твердости; кроме того, влияние изотермической выдержки способствует легированию аустенита. Мик ро- и макротвердость выше у образцов, для которых при исходной обработке проводилось подстуживание до более низкой температуры (800С) (рис.3.12).
Возврат свойств в первые пять минут изотермической выдержки подтверждается изменением уровня относительного удельного сопротивления образцов при выдержке под повторную закалку (770С) (рис.3.13).
Наибольшее исходное электросопротивление при 770С имеют образцы, закаленные с П00С, наименьшее - подстуженные до 800С. Повышение уровня электросопротивления связано с растворением карбидов, которое происходит после завершения й- у превращения [52] и с развитием рекристаллизации восстановленных зерен. Рост вновь образовавшихся зерен приводит к снижению электросопротивления при выдержке (рис.3.13) за счет уменьшения плотности дислокаций, связанного с собирательной рекристаллизацией. Следует отметить, что в подстуженных образцах происходит большое отставание по времени начальной стадии рекристаллизации от растворения карбидов, что выражается в появлении плато на соответствующих кривых.
Повышение температуры нагрева под закалку исходноотожженной стали способствует уменьшению сжимающих напряжений на поверхности образца -и интенсивному росту микронапряжений (с температуры нагрева 900С). Повышение температуры выше Ю00С приводит к растрескиванию образцов, за счет чего происходит некоторая релаксация остаточных макронапряжений (рис.3.14) при сохранении высокого уровня микронапряжений. С ростом температуры нагрева повышается уровень остаточных микронапряжений в материале. Проведение повторной закалки с 850С исходнозакаленной с Н00С стали приводит к снижению остаточных микро- и макронапряжений по сравнению с закалкой: с П00С исходноотожженной стали. Сопоставление графиков на рис.3.5 и 3.13 позволяет заключить, что развитие разнозернистости в связи с собирательной рекристаллизацией при повторной закалке с 900С способствует снижению сжимающих напряжений и резкому повышению микронапряжений (рис.3.14, кривые I, 3). И, напротив, повышение сжимающих напряжений при Ю00С соответствует снижению микронапряжений. Тем не менее нагрев и повторная закалка с П00С не приводит к растрескиванию металла и способствует сохранению высокого уровня микронапряжений (834 МПа).
Таким образом, для наиболее полной гомогенизации необходимо повышение температуры под закалку исходноотожженной стали, избежать же повышения уровня микронапряжений возможно лишь понижением закалочной температуры.
В приведенной ниже таблице даны значения остаточных микро-и макронапряжений после закалки с температуры подстуживания о печью от 1100 С.нагрева под закалку стали 37ХНЗА. Исходная обработка: I - отжиг при 860С, 2 - закалка с П00С, 3 - закалка с 850С после нодстуживания от П00С одинаковы. їїодстуживаниб до 800С приводит к появлению нежелательных растягивающих напряжений, охлаждение до 850С способствует возникновению сжимающих напряжений по величине, незначительно отличающейся от вышеуказанного режима.
Величина областей когерентного рассеяния (ОКР) для исход-ноотожженной стали, как показал анализ результатов рентгено-структурного исследования, мало изменяется с ростом температуры нагрева под закалку (рис.3.15). При повторной закалке исходно-закаленных образцов с П00С и после подстуживания величина ОКР также мало зависит от температуры нагрева. Минимум величины ОКР соответствует температуре рекристаллизации восстановленных зерен - 850С-и в том, и другом случае. В целом уровень ОКР выше у образцов, обработанных по режимам двойной закалки, исходной для которых является закалка с 850С после подстуживания с П00С. Повышение температуры под вторую закалку свыше 850С приводит к незначительному росту величину ОКР (рис.3.15).
Анализ результатов исследования плотности дислокаций в зависимости от температуры нагрева под закалку позволил установить следующее.Развитие собирательной рекристаллизации при Ю00С и 900С (для исходноотожженных и закаленных образцов) способствует повышению плотности дефектов (рис.3.16). При ДВОЙНОЙ закалке с температуры 850С в условиях завершенной рекристаллизации (при выдержке в 15 мин) плотность дислокаций несколько выше по сравнению с плотностью в исходноотожженных образцах, закаленных с той же температуры.
Плотность дислокаций при повторной закалке исходнозакален-ных (с 850С после подстуживания от П00С) образцов повышается с повышением температуры нагрева до 1000С (табл.3.2) и несколь
Влияние истории термической обработки на фазовый наклеп аустенита
Растяжение стали в условиях нагрева под закалку исходноотож-женных образцов показало, что повышение температуры аустенизации способствует снижению условного предела текучести (рис.4.10).
Выдержка при растяжении мало влияет на уровень предела текучести: снижение GQ 2 nP03acx№T вследствие некоторого подрастания аустенитного зерна (табл.4.1).
Температурная зависимость предела текучести может быть объяснена влиянием размера его зерна, а также плотностью и состоянием дислокаций в ауствните.
С целью устранения влияния величины зерна на уровень условного предела текучести образцы из исследуемой стали растягивались после нагрева до П00С, выдержки при этой температуре в течение пятнадцати минут и подстуживания с печью до температур Ю00С, 900С, 850С. Подстуживание позволило зафиксировать величину зерна и различия в условиях испытания сводились к структурному состоянию горячего аустенита. В этом случав условный предел текучести не зависит от температуры аустенизации при понижении ее до 900С, и несколько увеличивается при растяжении при 850С (рис, 4.10).
Таким образом, при одной и той же температуре растяжения (850С) в стали с мелким зерном б Q 2 = 4 ,2 МПа, а с крупными б0 2 = 27,6 МПа. Если считать исходное состояние равновесным, можно предположить, что потеря прочности аустенитом после подстуживания в сравнении с растяжением после непосредственного нагрева связана с укрупнением аустенитного зерна.
При растяжении в условиях нагрева под закалку исходнозака-ленной стали обнаружено влияние на уровень предела текучести выдержки до начала растяжения. Так, при растяжении сразу после нагрева исходнозакаленной стали (по режиму нулевого цикла) до 850С предел текучести равен 60 МПа. Пятнадцатиминутная выдержка сни-жае, б0,2 ДО 48.3 Ша. т -ом 15 «вд, - -о та вцце а. при которой металлографически выявляется рекристаллизация восстановленных зерен. В данном случав измельчение зерен ведет к уменьшению значений йо 2 езУльтаты» приведенные несколько выше,позволили считать, что измельчение аустенитного зерна приводит (при постоянной температуре испытания) к увеличению предела текучести. Однако, этот вывод верен только для исходноотожженных сталей, в которых влияние фазового наклепа при о(- превращении несущественно, В то же время можно предположить, что дефектная структура, возникающая при восстановлении и рекристаллизации, является одним из важных факторов, определяющих уровень предела текучести.
Действительно, повторение закалочного цикла, приводящего к восстановлению зерна, способствует увеличению предела текучести, сразу после нагрева до 72,0 МПа (табл.4.2). Увеличение числа указанных закалок до 3 приводит к непрерывному росту прочности аустенита до максимальной величины, равной 106,3 МПа (табл.4.2).
Таблица 4.2. Влияние предварительной циклической закалки и выдержки перед растяжением при 850С на величину условного предела текучести аустенита -93кленом при &-» превращении в процессе нагрева. Прочностные характеристики фазонаклепанного аустенита снижаются за время выдержки до растяжения. Это связано с процессами возврата в J-фазе и началом рекристаллизации. При этом пятнадцатиминутная выдержка способствует развитию рекристаллизации, снижающей (о о 2 до 48,3 МПа. При неоднократном нагреве, восстанавливающем зерно, удлиняется время изотермической выдержки до начала рекристаллизации. Как следует из таблицы 4.2, при увеличении числа предварительных закалочных циклов до 3-х, значения предела текучести после выдержки перед растяжением увеличиваются. Различная склонность к рекристаллизации объясняется неодинаковой плотностью структурных несовершенств и их устойчивостью к процессам возврата. Несмотря на то, что металлографически во всех случаях выявляется рекристаллизованная структура, плотность одиночных остаточных дефектов и их образований (участков полигональных границ) внутри рекристаллизованных зерен будет различной. Явление, известное в металловедении как дислокационная (зернограничная) наследственность Сзб]. Кроме того, рекристаллизация "на месте" по механизму коалесценции субзерен приводит к тому, что участки "рассыпавшихся" границ, представляющие собой дислокационные образования, остаются в зернах и после рекристаллизации [54]. Более высокий уровень прочности аустенита после выдержки по сравнению с состоянием до упрочнения может быть связан и с тем, что сохраняются нерекриоталлизованныв участки старых восстановленных зерен.
Из вышеприведенного описания следует, что факторы, контролирующие прочностные характеристики - размер зерна и дефектная структура - взаимодействуют при возврате и рекристаллизации таким образом, что измельчение зерна может сопровождаться снижени
