Аустенита образуются

Преимущества электротермической обработки компактных сталей связаны с особым состоянием и строением аустенита, образующегося при быстром нагреве, и с технологическими особенностями процесса [11.12]. В дополнении к этим преимуществам при электротермической обработке пористых металлокерамических сталей отпадает необходимость применения защитных атмосфер, предотвращающих окисле-•ние пористых изделий.

Таким образом, особые условия образования и состояние аустенита, образующегося при быстром нагреве, можно считать основной причиной ускорения диффузионных процессов при электротермической обработке легированных металлокерамических сталей. При высокочастотном нагреве металлокерамических сталей с гетерогенной структурой может иметь место дополнительное ускорение диффузии легирующих элементов в результате уплотнения тока и локального разогрева участков структуры с более высоким электросопротивлением, чем матрица.

Чаще применяют ВТМО, которая обеспечивает наряду с высокой прочностью высокое значение Кщ (см. рис. 166), работу распространения трещины КСТ, сопротивление усталости, сниженную критическую температуру хрупкости tbn, чувствительность к концентраторам напряжений и необратимой отпускной хрупкости. Высокая конструктивная прочность после В ТЛЮ объясняется наследственной передачей развитой дислокационной структуры горячедеформированного аустенита, образующегося при последующей закалке мартенситу и образованием фрягментироваиной субструктуры с дислокационными границами. ВТЛЮ осуществляется в цехах прокатного производства на металлургических заводах. Например, ВТМО применяют при упрочнении прутков для нефтенасосных штанг, рессорных полос, труб и пружин.

В неравновесной структуре метастабильный аустенит обнаружить легче, чем в равновесной. При наличии дефектов кристаллического строения термодинамический потенциал системы повышается (см. рис. 3, б) *. Это приводит к тому, что при реализации а -»• 7-превращения в объектах, содержащих несовершенства, устанавливается квазиравновесное состояние, описывающееся конодой а {d{. Это соответствует гораздо меньшей концентрации углерода в аустените (точка с? ) по сравнению с равновесной (точка d). Чем более неравновесно состояние исходной феррито-карбидной матрицы, тем меньшей должна быть концентрация углерода в аустените, находящемся в состоянии квазиравновесия с исходной искаженной а-фазой. Это эквивалентно смещению температуры до Г2. Следовательно, чем больше степень неравновесности исходной структуры, тем выше эквивалентная температура превращения и тем большим должно быть количество аустенита, образующегося при данной температуре.

Следует обратить внимание на то, что в зависимости от исходного состояния изменяется не только кинетика а -> 7-пРевРаЩения, но и общее количество аустенита, образующегося при данной температуре. Так, при 750°С для закаленного образца это количество составляет 40 вместо

Что касается состава аустенита, образующегося в чугуне, то большинство исследователей признают при всех условиях нагрева возможность формирования 7-фазы, обедненной углеродом. Считается [ 100], что для зарождения аустенита достаточно обогащения феррита углеродом до концентрации, определяемой продолжением линии PQ на диаграмме состояния. Насыщение же 7~фазы углеродом происходит по мере растворения графита.

1. Количество аустенита, образующегося в неравновесных объектах при ускоренном нагреве, значительно превышает соответствующее диаграмме равновесия.

Для решения вопроса о механизме а -»• у-превращения наибольший интерес должно представлять определение состава аустенита, образующегося в доэвтектоидных сталях, поскольку, если признать возможность формирования только стабильной у-фазы, концентрация в ней углерода при фиксированной температуре межкритического интервала не должна зависеть от состава сталей (см. рис. 1).

В неравновесной структуре метастабильный аустенит обнаружить легче, чем в равновесной. При наличии дефектов кристаллического строения термодинамический потенциал системы повышается (см. рис. 3, б)*. Это приводит к тому, что при реализации а -*• у-превращения в объектах, содержащих несовершенства, устанавливается квазиравновесное состояние, описывающееся конодой а [ d{. Это соответствует гораздо меньшей концентрации углерода в аустените (точка с? ) по сравнению с равно-весной (точка d). Чем более неравновесно состояние исходной феррито-карбидной матрицы, тем меньшей должна быть концентрация углерода в аустените, находящемся в состоянии квазиравновесия с исходной искаженной а-фазой. Это эквивалентно смещению температуры до Т2. Следовательно, чем больше степень неравновесности исходной структуры, тем выше эквивалентная температура превращения и тем большим должно быть количество аустенита, образующегося при данной температуре.

Следует обратить внимание на то, что в зависимости от исходного состояния изменяется не только кинетика а -> 7-превращения, но и общее количество аустенита, образующегося при данной температуре. Так, при 750°С для закаленного образца это количество составляет 40 вместо

Что касается состава аустенита, образующегося в чугуне, то большинство исследователей признают при всех условиях нагрева возможность формирования 7-Фазы, обедненной углеродом. Считается [ 100], что для зарождения аустенита достаточно обогащения феррита углеродом до концентрации, определяемой продолжением линии PQ на диаграмме состояния. Насыщение же 7-Фазы углеродом происходит по мере растворения графита.

Начало перлито-аустенитного превращения сопровождается образованием первых зерен аустенита. Первые зерна аустенита образуются на границе между ферритом и цементитом — структурными составляющими перлита. Так как эта граница весьма разветвлена1, то превращение начинается с образования множества мелких зерен. Следовательно, по окончании превращения перлита в аустенит образуется большое количество малых аустенитных зерен. Размер этих зерен характеризует так называемую величину начального зерна аустенита.

Сплавы, содержащие <0,02 % С (точка Р), называют техническим железом. Эти сплавы испытывают при охлаждении и при нагреве полиморфное превращение у =pt а между линиями GOS и GP. В этом интервале температур по границам зерен аустенита образуются зародыши феррита, которые растут в виде зерен, поглощая зерна аустенита.

При более низких температурах (ниже GOS) по границам зерен аустенита образуются зародыши феррита, которые растут, превращаясь в зерна. Количество аустенита уменьшается, а содержание в нем углерода возрастает, так как феррит почти не содержит углерода «0,02 % С).

В области температур промежуточного превращения переохлажденного аустенита возможна лишь диффузия углерода, а диффузия легирующих элементов практически исключается. Поэтому при распаде аустенита образуются «-раствор и карбид цементитпого типа, имеющие то же содержание легирующих элементов, что и исходный аустенпт. Следовательно, для образования бейнита необходима только диффузия углерода без перераспределения концентрации легирующих элементов.

В зависимости от скорости охлаждения аустенита образуются отдельно или в сочетании следующие структуры: мартенсит, тростит, сорбит (рис. 8.6).

В результате распада остаточного аустенита образуются те же фазы, что и при отпуске мартенсита. Но при одинаковых температурах когерентность твердого раствора и карбида неодинакова.

При термической обработке хромоникелевых сталей, легированных W, в результате распада аустенита образуются соответствующие структуры (рис. 12.3).

В результате распада е-фазы образуется некоторое количество тонкодисперсного цементита FesC. При двухчасовой термообработке стали, содержащей 0,95 % С, оно достигает максимума примерно при 400 °С (для стали с 0,07 % С при 300 °С). После отпуска при этих температурах катодные включения цементита составляют большую часть окружающей феррит поверхности, при этом гальваническое действие максимально. При других температурах цементит объединяется в частицы большего размера, и скорость коррозии снижается. Теперь частицы цементита настолько велики, что не могут полностью раствориться в кислоте и обнаруживаются среди продуктов коррозии. В то же время уменьшается образование газообразных углеводородов. При медленном охлаждении углеродистой стали от аустенитной области — выше 723 °С (гранецентрированная кубическая решетка) — цементит частично принимает форму пластинок, образуется структура, называемая перлитом. Перлит корродирует с относительно низкой скоростью, так как при распаде аустенита образуются

На участке полной перекристаллизации (рис. 13.17,16) в металле проходят процессы аустенитизации, роста зерна и перераспределения легирующих элементов и примесей. Аустенитиза-ция — переход Fea -»• Fev. Этот переход для доэвтектоидных сталей происходит в интервале температур, причем в условиях неравновесного сварочного нагрева с большими скоростями он начинается и заканчивается при температурах более высоких, чем равновесные ЛС] и А сз. При нагреве до температур начала аустенитизации сталь получает структуру феррито-перлито-карбидной смеси. Переход в аустенитное состояние представляет собой фазовое превращение диффузионного типа. Превращение начинается на участках перлита. Зародыши аустенита образуются на межфазных поверхностях феррит—цементит. Поскольку на каждом участке перлита возникает несколько зародышей аустенита, превращение Fea ->- FeT приводит к измельчению зерна. При росте зародышей зерен аустенита вместе с перестройкой ОЦК решетки в ГЦК решетку возникает новая кристаллографическая ориентация последней. В результате исчезают границы бывших* аусте-нитных зерен и образуются новые границы при стыковке растущих зерен. После завершения этого процесса образуются так называемые начальные зерна аустенита. Чем дисперснее исходная структура стали, т. е. чем больше межфазная поверхность, на которой образуются зародыши зерен аустенита, тем меньше размер начального аустенитного зерна.

В работе проведено изучение процесса высокотемпературной деформации и формирования структуры металла малоуглеродистой стали Ст.Зсп в зависимости от условий высокотемпературного нагружения с целью выявления условий получения мелкозернистых разориентированных зерен, обеспечивающих повышение свойств при таких процессах, как регулируемая прокатка. Поскольку в процессе рекристализационной обработки новые зерна аустенита образуются в объеме исходного, то закономерности распределения высокотемпературной деформации и, в частности, степень ее неоднородности [ 1 ], рассматривали в объеме зерна — по телу и границам исходных зерен аустенита. При отработке методики был выбран образец, форма и основные размеры которого приведены на рис. 1, позволивший создавать необходимую степень деформации при температурах до 1100° С, а также повысить скорость деформации до 0,3 с"1, что близко к условиям практики. Для изучения неоднородности микродеформации в области температур выше 900° С был разработан метод нанесения делительных сеток, получаемых путем царапания шлифа алмазным конусом с углом у вершины 90°, установленным на приборе ПМТ-3.

Сплавы, содержащие -<0,02 % С (точка Р), называют техни* ческам железом. Эти сплавы испытывают при охлаждении и при нагреве полиморфное превращение <у =pt а между линиями GOS и dP. В этом интервале температур по границам зерен аустенита образуются зародыши феррита, которые растут в виде зерен, поглощая зерна ауетенита.