Text
                    В. К.ФЩЮКИН, ME. СМАГОРИНСКИЙТЕРМО-циклическаяОБРАБОТКАметаллов и деталей машин

В. К.ФЕДЮКИН, М. Е. СМАГОРИНСКИЙТЕРМО¬ЦИКЛИЧЕСКАЯОБРАБОТКАметаллов
и деталей машинЛенинград
"Машиностроение"
Ленинградское отделение
1989
ББК 34.651Ф35УДК 621.78.011 : 621.81Рецензент д-р техн. наук проф. Е. Л. Г юлихандановФедюкин В. К., Смагоринский М. Е.Ф35 Термоциклическая обработка металлов и деталей ма¬
шин.— Л.: Машиностроение. Ленингр. отд-ние, 1989.—
255 с.: ил.ISBN 5-217-00549-1Термоциклическая обработка (ТЦО) — новый метод упрочнения заго¬
товок и деталей машин. За счет интенсификации процессов диффузии,
фазовых и структурных превращений он позволяет сократить длительность
термической обработки, улучшить весь комплекс механических свойств,
а значит — надежность деталей машин. Авторами книги — известными уче¬
ными, разработчиками отечественного метода ТЦО — предпринята попыт¬
ка сформулировать его теоретические основы и технологию на базе иссле¬
дований ТЦО порошковых сплавов, сварных соединений сталей и чугунов,
ряда сплавов алюминия, меди и других металлов.Книга предназначена для инженеров-конструкторов, технологов, метал¬
ловедов, термистов.♦ —ISBN 5-217-00549-1 © Издательство «Машиностроение», 1989
ПРЕДИСЛОВИЕОдной из важнейших задач современного этапа развития отечественного
машиностроения является существенное повышение качества, надежности
и долговечности деталей, узлов и механизмов. Эта проблема может ре¬
шаться только на основе комплексного подхода, включающего как созда¬
ние новых материалов, так и разработку и освоение эффективных техно¬
логий, упрочняющих металлические материалы.Машино-, приборостроение и многие другие отрасли народного хозяй¬
ства используют материалы, прошедшие деформационное, термическое
или химико-термическое упрочнение. Часто традиционные способы упроч¬
няющих технологий оказываются недостаточно эффективными при реше¬
нии задач новой техники. Это привело к тому, что в последнее
время появились способы и режимы, в основе которых лежат приемы,
позволяющие интенсифицировать многие физико-химические процессы за
счет использования природы материалов и особенностей протекающих
в них структурных превращений. К ним можно отнести лазерную и
плазменную обработку, применение которых позволяет достичь сверх¬
высоких скоростей нагрева и охлаждения, что, в свою очередь, при¬
водит к уникальным структурным изменениям, «динамическому» ста¬
рению (старению под напряжением) и т. д. На основании теоретических и
лабораторных исследований уже сейчас разработаны некоторые техноло¬
гии, использующие эти эффекты. К таким технологиям может быть отне¬
сена термоциклическая обработка (ТЦО), первые исследования которой
были начаты еще в середине 60-х годов. ТЦО состоит из периодически
повторяющихся нагревов и охлаждений по режимам, учитывающим внут¬
реннее строение материала, а именно: разницу в теплофизических
характеристиках фаз, объемный эффект фазовых превращений и др. Такой
подход делает возможным за довольно короткое время, включив в
работу практически все резервы, сформировать оптимальную структуру.
При этом могут быть существенно расширены возможности в части полу¬
чения материалов с заданными свойствами и совершенствование на этой
основе машин, конструкций, отдельных узлов и деталей. Все это ставит
ТЦО в разряд перспективных направлений в металлообработке.В связи с тем что ТЦО является качественно новым и быстро-
рэзвивающимся методом термообработки, написание данной моногра¬
фии было продиктовано необходимостью обобщить и проанализировать
результаты многолетних исследований авторов и накопившуюся в литера¬
туре информацию по этому вопросу. Кроме того, существующие книги —
«Метод термоциклической обработки металлов» и «Термоциклическая об¬
работка сталей, сплавов и композиционных материалов» — не в полной
мере отражают современное состояние и перспективы развития тех¬
нологии ТЦО.1*3
В настоящем издании авторы ставили своей целью не только изложить
и систематизировать имеющиеся результаты по разработке и внедрению
ТЦО в производство, но и дать некоторые теоретические объяснения.
Основное внимание уделено вопросам, связанным с классификацией
многочисленных режимов, получивших должное развитие, раскрытию фи¬
зики процессов, ответственных за формирование структуры и свойств,
разработке режимов ТЦО сталей, чугунов и сплавов цветных металлов,
а также некоторым совмещенным режимам, в частности химико-
и деформационно-термоциклической обработкам. В заключительной
главе (гл. 7) приведены результаты использования разработанных ре¬
жимов и технологий на практике.В. К. Федюкиным написаны п. 1.5, 2.2, 2.5 (стали и чугуны), гл. 3, 6,
п. 7.2, 7.3, М. Е. Смагоринским — п. 1.1 —1.4, 2.1, 2.3—2.5 (алюминиевые
сплавы), гл. 4 и 5, п. 7.1, совместно — п. 2.6 и 7.4.Авторы благодарят всех, принимавших участие в проведении
экспериментов и обсуждении полученных результатов. Все замечания
и предложения будут приняты с благодарностью.
Глава 1СУЩНОСТЬ МЕТОДА
УПРОЧНЯЮЩЕЙ ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИ (ТЦО)Метод ТЦО как способ термообработки (ТО) основан на постоянном
накоплении от цикла к циклу положительных изменений в структуре
металлов. При этом важной особенностью цикла является его
интенсивность, отсутствие или наличие небольших выдержек при крайних
температурах, а также оптимальный диапазон изменения температуры.Современное оборудование позволяет вести процесс со скоростью на¬
грева от десятых долей градуса в секунду (печной нагрев) до сотен
(нагрев с помощью ТВЧ). Температурный диапазон зависит от назна¬
чения термического воздействия, физико-механических и теплофи¬
зических свойств материала, а также от его структурного состояния.
С другой стороны, варьируя число циклов, которое является величиной
в значительной степени ограниченной, так как речь идет о технологи¬
ческом термоциклировании, возможно достижение принципиально раз¬
личных структур, а следовательно и свойств. Немаловажное значение
имеет и такая обработка, следующая за ТЦО, как отжиг, искусственное
старение и др. Поэтому очень важно при выборе окончательной опера¬
ции не только сохранить те положительные изменения, которые прои¬
зошли в результате ТЦО, но также и усилить их.Разработка режимов ТЦО в каждом конкретном случае носит инди¬
видуальный характер и не может быть механически перенесена от одного
материала к другому. Однако представляется возможной формулировка
общих принципов ТЦО для многих материалов. Поэтому в дальнейшем
структурные изменения металлов при ТЦО рассмотрены в основном на
примерах сталей, чугунов и алюминиевых сплавов. Следует отметить
также, что принципиальных противопоказаний применения ТЦО к лю¬
бым термоупрочняемым, а иногда и к нетермоупрочняемым материалам
нет. Смысл заключается в том, чтобы из всего многообразия происходя¬
щих процессов, кристаллизации, растворения и выделение фаз, напря¬
жений и деформаций дать развитие в нужной степени только тем, дей¬
ствие которых ведет к достижению оптимальных структуры и свойств.1.1. ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ТЦОВ отличие от стандартных методов ТО при ТЦО появляются дополнитель¬
ные источники воздействия на структуру, свойственные только процессу
непрерывного изменения температуры, основными из которых являются
фазовые превращения, градиенты температуры, термические (объемные)
и межфазные напряжения, обусловленные разницей теплофизиче¬
ских характеристик, составляющих структуру фаз. В ряде случаев
возможно протекание всех этих процессов одновременно, но могут быть5
сведены до минимума или отсутствовать некоторые из них. Это зависит
от физической природы материала, режима и назначения обработки.
Так, если рассматривать диаграммы состояния в развитии, т. е. в направ¬
лении от полной несмешиваемости компонентов к частичной, а затем и
к полной растворимости их друг в друге, то при этом возможно возник¬
новение принципиально различных структурных состояний. В первом слу¬
чае термоциклирование ведет лишь к микропластической деформации
фаз с последующей рекристаллизацией. Наличие даже незначительной
растворимости компонентов резко меняет ситуацию: наряду с вышеупо¬
мянутыми процессами появляется диффузионное перемещение атомов,
что приводит к изменению размеров и формы избыточных фаз, внутри-
объемному перераспределению химических элементов.Переменная растворимость компонентов обеспечивает необходимые
условия для перераспределения элементов и видоизменения фаз за счет
многократного действия механизма растворение — выделение, свойствен¬
ного только процессу ТЦО. При полной растворимости может наступить
момент, когда двухфазное состояние исчезнет, после чего возможности
ТЦО будут практически исчерпаны. Небольшие напряжения могут
возникать за счет наличия текстуры, разориентировки зерен, блоков
и т. п.Наконец, полиморфные превращения, периодически повторяясь от
цикла к циклу, служат мощным источником напряжений и, как след¬
ствие, деформаций. В связи с этим возможны способы ТЦО, прин¬
ципиально различающиеся между собой, а именно: термоциклирование с
полной или частичной фазовой перекристаллизацией (рис. 1.1, а), термо¬
циклирование в области переменной растворимости элементов друг в
друге (рис. 1.1,6), а также обработка в интервале температур диспер¬
сионного твердения (рис. 1.1, в).Все перечисленные способы связаны с фазовыми переходами 1-го
рода, при которых энтальпия, энтропия и микрообъем меняются скачко-6
Рис. 1.2. Зависимость свободной энергии твердого ра-
стпора и выделений p-фазы от состава [140]образно. В зависимости от вида переме¬
щения атомов через межфазную границу
и степени развития диффузионных процес¬
сов превращения бывают массивными,
мартенситными, когерентными и нормаль¬
ными. Массивные превращения характе¬
ризуются нормальными (индивидуальными)переходами атомов без перераспределения компонентов между фазами.
Образуется фаза того же состава, что и исходная. При мартенситных
превращениях атомы перемещаются кооперативно (по сдвиговому меха¬
низму) на расстояния, не превышающие межатомные. Превращение
происходит при сильном переохлаждении. При этом индивидуальные
переходы атомов через межфазную границу затруднены. Образующаяся
в этих условиях фаза имеет состав, аналогичный исходной, однако
она находится в кристаллогеометрической связи с ней.Перестройка решетки происходит путем перемещения частичных
дислокаций. В связи с изменением формы превращающейся области
происходит релаксация упругих напряжений, следствием чего является
образование дефектов кристаллического строения в мартенситной и
исходной фазах. Когерентные (видманштеттовые) превращения осуще¬
ствляются по сдвигово-диффузионному механизму с образованием
фазы, отличающейся по составу, и изменением формы превращенного
объема. Нормальные (некогерентные) превращения протекают при зна¬
чительно меньших переохлаждениях путем индивидуальных переходов
атомов с образованием фазы, отличной по составу от исходной.На окончательную структуру влияют фазовые переходы, не связан¬
ные с существенными изменениями фазового состава. Речь идет о еферо-
идизации фаз и коалесценции. При этом движущими силами могут быть
разница в удельной энергии межфазных границ, а кроме того, разница
в свободной энергии более мелких и более крупных частиц (энергия Гиб¬
бса). На рис. 1.2 показано, что кривая изменения свободной энергии
мелких частиц p-фазы Gg расположена выше кривой изменения свобод¬
ной энергии крупных частиц этой же фазы 0|, а концентрация «-твердого
раствора, находящегося в равновесии с мелкими выделениями p-фазы, С„
больше, чем при равновесии с крупными выделениями,— С«. Поэтому
в твердом растворе существует градиент концентрации химического эле¬
мента между выделениями разного размера и может появиться на¬
правленный диффузионный поток атомов, что и вызывает коалесценцию.Таким образом, все фазовые переходы сопряжены со стремлением
системы к энергетически более выгодному состоянию. При этом про¬
цесс диффузии атомов в зависимости от природы материала и его физико¬
химических свойств может идти по одному из рассмотренных выше ме¬
ханизмов.Термоциклическая обработка основана на многократном прохождении
структурных превращений. Так, если при обычных видах ТО, включаю¬
щих изотермические выдержки, структура характеризуется начальным и
конечным состояниями, то при ТЦО структура перед каждым новым цик¬
лом разная, что влияет на условия прохождения последующих фазовых
превращений, их механизм и кинетику. При этом за счет накопления струк¬7
турных изменений материал может приобретать структуру, которая не¬
достижима при обычных видах ТО.Рассмотрим более подробно процессы, происходящие при ТЦО. Фазо¬
вые и структурные превращения сопровождаются образованием, пере¬
мещением и аннигиляцией точечных и линейных дефектов, а также
перераспределением легирующих элементов [85]. Интенсивность процес¬
сов зависит от многих технологических факторов, в том числе от темпе¬
ратурного интервала, скоростей нагрева и охлаждения, числа превраще¬
ний и др. В результате многократной аустенитизации, из-за разницы
удельных объемов превращенных фаз в металле протекают процессы,
свойственные нагреву слабодеформированных металлов, а именно: диф¬
фузия точечных дефектов и их сток в дислокации и границы с попутной ча¬
стичной их аннигиляцией; перераспределение дислокаций; формирование
малоугловых границ; миграция малоугловых границ с поглощением де¬
фектов; миграция межзеренных границ между рекристаллизованными
зернами и укрупнение последних при одновременном снижении зерно¬
граничной и поверхностной энергий.При ТЦО не все процессы, свойственные нагреву слабо деформиро¬
ванных металлов, протекают одновременно, а именно в силу непре¬
рывности изменения температуры могут идти одни, тормозиться другие и
развиваться третьи. Если структурные составляющие материала деформи¬
рованы не сильно, как это имеет место при ТЦО, то в полуцикле нагрева
возможно протекание первичной рекристаллизации, а при меньших темпе¬
ратурах — и пол и тонизации. Центры рекристаллизации образуются в пер¬
вую очередь в тех участках решетки, которые наиболее искажены, в том
числе у границ зерен и их стыков. Это ведет к формированию мелко¬
зернистой структуры. Процесс рекристаллизации при ТЦО можно пред¬
ставить как многократные чередования малых деформаций и рекристал-
лизационных отжигов. Однако механизм термонаклепа выражен не у
всех полиморфных материалов одинаково. Так, фазовый наклеп при
а p-превращениях в титановых сплавах настолько слаб ввиду малой
разницы удельных объемов а- и P-фаз, что невозможно ожидать сколько-
нибудь значительного искажения кристаллической решетки при много¬
кратных перекристаллизациях.Авторами ряда работ [8, 55, 120, 126] изучен характер изменения
структуры и свойств, формы и размеров образцов из материалов на
алюминиевой основе после ТЦО. Как отмечается, происходящие формо¬
изменения являются в основном следствием возникающих внутренних на¬
пряжений. При этом наряду с внешним проявлением действия циклов
(изменением формы и размеров) происходят и внутренние, такие, как
дробление зерен и их разворот, образование блочной субструктуры и т. п.
Сильное измельчение зерна (более чем в 10 раз) происходит, например,
при термоциклировании сплава Al+40%Zn по режиму 200 ч* 357 0С
[246]. Одновременно с этим растет и плотность дислокаций в алюми¬
ниевой матрице.В силумине, содержащем около 12 % Si, дробление зерен в алюминии
сопровождается образованием субструктуры и разориентировкой суб¬
зерен при обработке по режиму 8^t340 °C. Зерна кремниевой фазы
остаются без изменений, меняется лишь их взаимное расположение
из-за деформации алюминиевой матрицы [239].Термоциклирование холоднокатаного алюминия (99, 999 % А1) [241]
в режимах 20 400 °С и 20 ^ 600 °С ведет к рекристаллизации, которая,
однако, по мере нарастания числа циклов прекращается, и развивается8
процесс полигонизации при увеличении длительности термоциклирования.
Как отмечается, причиной возникновения напряжений в чистом алюминии
являются градиенты температуры, образующиеся при ТЦО массивных
заготовок. Так, установлено [165], что при отсутствии градиентов струк¬
тура монокристаллов алюминия практически не меняется.Исследования, проведенные на германиевых кристаллах [214], выя¬
вили закономерность изменения дислокационной структуры. В процессе
термоциклирования дислокации приходят в движение. Дислокации,
имеющие два выхода на одну и ту же поверхность (L-, П-образные и др.),
за 4—10 циклов режимов 400 ^ 850 °С полностью выходят на поверх¬
ность. Такое поведение дислокаций приводит к некоторому уменьшению
их плотности в кристалле на начальных стадиях обработки. Параллельно
этому процессу идет образование и размножение новых дислокаций,
основными источниками которых служат несовершенства поверхности
кристалла. Эти дислокации, продвигаясь вглубь, увеличивают суммар¬
ную плотность. Однако обнаружено, что распределение дислокаций
носит неравномерный характер: возникающие в процессе ТЦО дисло¬
кации сосредоточены главным образом в узких полосах деформаций.
Аналогичное поведение дислокаций происходит при термоциклировании
крупнокристаллического никеля [66].Число дислокаций зависит от продолжительности термоциклирования.
Об этом свидетельствуют данные, полученные на монокристаллах молиб¬
дена [54, 180, 238], где в результате исследований обнаружено, что плот¬
ность дислокаций с увеличением времени термоциклирования (числа ци¬
клов) меняется по тому же закону, что и в германиевых кристаллах
(табл. 1.1). Разница между ними состоит только в числе циклов, опре¬
деляющих минимум средней плотности дислокаций. У кристаллов гер¬
мания минимум достигается при 4—10 циклах, а у кристаллов молиб¬
дена — при 150—525.В отдельных случаях (а. с. 394457) ТЦО используют даже как способ
удаления дефектов (в том числе и дислокаций) в кристаллах InAs,
Iri2Se3. В данном случае нагрев ведут в камере под давлением 10е —
Ю10 Па до температуры, равной 0,8 — О.ЭТ’п.л, а охлаждение — до 0,4 —
— 0,7 Т„л- При этом плотность дислокаций уменьшается от 1012— 1013 до1 п8 1П9 .ж - *РТаблица 1.1. Плотность дислокации
и угол разориентировки субзерен монокри¬
сталлов молибдена в зависимости от числаПродолжитель¬
ность термоцик¬
лирования, ч
(циклы)Исходный
(без ТО)
10 (150)
35 (525)
50 (750)
70 (1050)
200 (3000)циклов (400=**=1600 °С) [54)Средняяплотностьдислокаций,м~22- Ю10субзерен 1-го
порядка,'Угол разори
ентировки404- Ю9
6- Ю10
8- 10"
9-10"
МО"г10Рис. 1.3. Изменение числа дислокаций
Р при термоциклировании:/ — старые дислокации; 2 — новые дис¬
локации; 3 — суммарные дислокации309
Рис. 1.4. С-образные кривые образования зон
Гинье—Престона (ЗГП) промежуточной 0' и
стабильной р фаз при распаде перессыщенного
твердого раствора (140)На основании приведенных данных
можно графически показать изменение
числа дислокаций в кристалле при
термоциклировании (рис. 1.3). Однако
необходимо отметить, что при термо¬
циклировании железа, циркония, вольф¬
рама, а также при низкотемпературном термоциклировании молиб¬
дена увеличение плотности дислокаций начинается сразу же после на¬
чала обработки [54, 63, 83, 238, 257]. Очевидно, эффективность ТЦО
будет определяться степенью генерирования дефектов и, в первую
очередь, дислокаций.Известно [140], что при заданной температуре старения скорость
зарождения выделений определяется работой образования критиче¬
ского зародыша Д/^р- Первыми появляются зародыши с минимальной
Д^кр, а затем — зародыши с большей ее величиной. При температу¬
ре Т\ (рис. 1.4) последовательность образования выделений такова:
сначала образуются зоны Гинье — Престона (ЗГП), затем по истечении
времени ту—промежуточная р'-фаза, а после выдержки тр — стабиль¬
ная (5-фаза.Для большинства сплавов максимальное упрочнение создается, когда
в структуре отсутствуют некогерентные выделения. Существуют три
возможных варианта образования более стабильных выделений, а имен¬
но: прямое превращение менее устойчивых в более стабильные, а также
независимое зарождение и рост стабильных фаз. При этом образование
более стабильных фаз сопровождается одновременным растворением ме¬
нее устойчивых.Так как упрочнение достигается за счет торможения дислокаций про¬
дуктами распада, в том числе полями упругих напряжений в матрице
вокруг выделений при перерезании или огибании выделений дислокация¬
ми, то с точки зрения получения наибольшего упрочнения предпочти¬
тельно образование ЗГП и промежуточных фаз. Выделения стабильных
фаз некогерентны матрице, не имеют полей упругих напряжений, а
расстояния между ними сравнительно велики. Это делает возможным
значительно более легкое огибание таких препятствий дислокациями.По имеющимся в литературе данным [43, 256], экстремальные
свойства закаленных сплавов, в том числе дисперсионно-твердеющих,
можно достичь путем использования так называемого динамического ста¬
рения, в основе которого лежат превращения, проходящие непосред¬
ственно в поле напряжений. Создаваемое внешними источниками поле
напряжений влияет не только на уровень микронапряжений, существую¬
щих в закаленных сплавах или возникающих в результате распада твер¬
дого раствора, но и на дислокационную структуру, субструктуру, а в ко¬
нечном счете и на морфологию и на распределение частиц выделяю¬
щихся фаз.В основе ТЦО, так же как и при «динамическом» старении, ле¬
жат процессы, связанные с возникновением и релаксацией напряжений,
накоплением дефектов кристаллического строения, развитием субструк¬
туры, что эффективно влияет на распад твердого раствора. При этом в от¬10
личие от искусственного старения, где распад твердого раствора опре¬
деляется только температурно-временными параметрами, при ТЦО воз¬
можно перераспределение продуктов распада регулированием скоростями
нагрева и охлаждения в циклах, интервалом ТЦО, а также числом циклов.
Немаловажное значение имеет и отсутствие выдержек при температурах.
В таких условиях процесс распада твердого раствора носит динамичный и
в то же время прерывистый характер, что ведет к изменению морфологии
и распределения выделяющихся фаз. Решающее влияние на процесс рас¬
пада, очевидно, будет оказывать объемная упругая энергия взаимодей¬
ствия между создаваемым в процессе ТЦО полем напряжений и полем
напряжений, образующимся вследствие выделения упрочняющих фаз, как
результат несоответствия кристаллических решеток и модулей упругости
матрицы и фазы. При этом возможно достижение состояния структуры,
при котором в ней будут присутствовать только предвыделения и
метастабильные фазы. По данным расчетов [150], при старении под
напряжением должно происходить преимущественное выделение фаз
(энергетически более выгодное) определенной ориентации, зависящей
от направления приложенной нагрузки. При ТЦО, очевидно, трудно
ожидать ориентированных выделений, так как напряжения не имеют
определенной направленности.Характерные для ТЦО структурные изменения могут быть усилены
путем пластической деформации. Как известно, пластическая деформация
перераспределяет и повышает плотность несовершенств кристаллического
строения — дислокаций, вакансий, дефектов упаковки, а кроме того,
способствует образованию и развитию мало- и высокоугловых границ.
Так как дефекты кристаллической решетки сильно влияют на формиро¬
вание структуры сплавов при фазовых и структурных переходах, пласти¬
ческую деформацию перед ними, а также в период их прохождения можно
эффективно использовать для создания оптимальной структуры при ТЦО
сталей и сплавов. Процессы пластического деформирования и ТЦО мож¬
но совмещать, но можно проводить и независимо друг от друга. При
этом важно, чтобы фазовые и структурные превращения проходили в но¬
вых, измененных условиях, характеризующихся повышенной плотностью
дефектов, создаваемых пластической деформацией. Так, в опытах с
предварительной холодной деформацией [76] при ТЦО возрастает число
центров образующейся v-фазы и, как следствие, интенсивно измельчается
зерно аустенита. Кроме того, при деформировании в межкритическом ин¬
тервале температур в результате динамического у -+■ а-превращения [29]
можно значительно ускорить процесс перекристаллизации, сильно накле¬
пать составляющие структуры и измельчить зерно.Таким образом, использование пластической деформации может быть
эффективно при ТЦО, проводимой в области перлитных, бейнитных и мар-
тенситных превращений, а также при старении и циклировании в области
температур переменной растворимости химических элементов в твердом
растворе.1.2. ОСОБЕННОСТИ УСКОРЕННЫХ МЕТОДОВ
НАГРЕВА И ОХЛАЖДЕНИЯИзменения в структуре сталей и сплавов после быстрых нагревов
и охлаждений вызваны двумя причинами. Одна из них не связана с фазо¬
выми превращениями, а другая обусловлена особенностями фазовых пере¬
ходов в условиях быстроменяющейся температуры. В случае относитель¬II
но медленного нагрева или охлаждения в сплавах, например в сталях
перлитного класса, фазовые и структурные превращения протекают по
диффузионному механизму [163, 236]. Увеличение скорости изменения
температуры порождает новый механизм превращения — бездиффузион-
ный (по типу мартенситного). Явление мартенситного превращения при
охлаждении стали из аустенитного состояния известно давно и достаточ¬
но хорошо изучено. Интерес вызывает бездиффузионное превращение
при нагреве. В работе [94] впервые отмечена определяющая роль концен¬
трационных и энергетических флуктуаций в превращении железа при
быстром нагреве стали.В работе [228] показано, что смена диффузионного механизма при
перестройке а-решетки железа в у-решетку на бездиффузионный у
перлита происходит при скорости нагрева порядка 70 000—80 000°С/с.
Поэтому в сталях У8, У10 и других, имеющих (например, после горячей
ковки или нормализации) структуру пластинчатого перлита, а у-прев-
ращение идет практически всегда по диффузионному механизму.Фазовое превращение феррита также зависит от температуры и
растворенного в нем углерода [114]. Если углерод в феррите распределен
равномерно, то зерна претерпевают а^-превращение одновременно во
всем объеме зерна, как принято считать, по сдвиговому механизму. В чи¬
стом железе фазовое превращение протекает в основном по бездиф-
фузионному механизму. При этом скорость нагрева практически не
влияет на кинетику фазового превращения. Процесс фазового пре¬
вращения оказывается значительно сложнее, если в структуре сплава
есть и твердый раствор (феррит), и структура типа перлита (феррит+
+ цементит) [95]. Установлено, что при ускоренном нагреве (десятки
или сотни градусов в секунду) в отожженной конструкционной стали
имеют место два независимых вида (типа) превращений в основных струк¬
турных составляющих. При указанных условиях нагрева у доэвтектоид-
ной стали вначале идет диффузионное превращение перлита в аустенит,
а при температурах выше точки Ас\ появляются признаки бездиффузион-
ного превращения «структурно свободных» зерен феррита.Бездиффузионная а v-перекристаллизация при нагреве закаленных
сталей происходит при малых скоростях нагрева [181]. В этом случае
полная аналогия с железом. Действительно, исследования и практика ТО
доэвтектоидных легированных сталей показали, что при повторной закал¬
ке от более низких температур ранее перегретой и закаленной стали не
происходит измельчения мартенситных зерен. Восстановление аустенит¬
ного зерна при нагреве кристаллографически упорядоченных структур
(бейнита или мартенсита) объясняется бездиффузионным характером
а -► v-превращения, т. е. сдвиговым механизмом превращения, аналогич¬
ным мартенситному [75, 114, 181].Процесс диффузионного образования аустенита при нагреве сталей
и сплавов используется широко. А вот чисто бездиффузионное а -*■ у-
превращение в доэвтектоидных (незакаленных) сталях получить сложно
(необходима скорость нагрева в сотни и тысячи градусов в минуту), а в
случае эвтектоидных и заэвтектоидных сталей — практически невозмож¬
но. Относительно легко реализуется бездиффузионное формирование
аустенита только из мартенсита и бейнита. Но такое превращение обычно
не приводит к желаемым результатам, так как при этом сохраняется
наследственно крупнозернистая структура аустенита.Теория диффузионного и бездиффузионного механизмов а -► v-пре¬
вращения является описанием двух крайних (противоположных) слу¬12
чаев. Однако нужна общая теория фазовых превращений при различных
скоростях изменения температуры. Большую практическую ценность
могла бы представлять такая общая теория фазовых превращений, ко¬
торая описывала бы как частный (промежуточный) случай, и смешан¬
ный диффузионно-бездиффузионный процесс ау_пРевРаш.ения ПРИ
реально достижимых скоростях нагрева металлических изделий. Такие
смешанные процессы перекристаллизации часто происходят в сталях и
других сплавах. Свидетельством этому является повышенное количество
аустенита, образовавшегося при ускоренном нагреве конструкционной
углеродистой стали в интервале температур между точками Aci и Асз по
сравнению с медленным нагревом [75]. Анализ экспериментов убеди¬
тельно показывает, что в первоначальный момент после нагрева стали
аустенита в структуре стали больше, чем после некоторой выдержки при
данной температуре. Так, при нагреве до 750 °С у закаленной стали 20
количество.аустенита составляет 40 % вместо 25 % в равновесных усло¬
виях [75]. Очевидно, что такой факт можно объяснить тем, что на диф¬
фузионный процесс образования аустенита накладывается бездиффу-
зионный.По мнению ряда исследователей [75, 181], преждевременная аусте-
нитизация малоуглеродистых (конструкционных) сталей при быстром на¬
греве связана с развитием а -► у-превращения на границах блоков и
других микродефектов феррита.Таким образом, прослеживается следующая закономерность [221]:
при малой скорости нагрева преобладает диффузионный механизм пре¬
вращения и образуется устойчивый (стабильный) аустенит; при умерен¬
ной — получится и устойчивый, и неустойчивый (метастабильный)
аустенит в силу действия одновременно двух различных процессов —
диффузионного и бездиффузионного. Однако при этом та часть аусте¬
нита, которая возникает по бездиффузионному механизму, не может быть
устойчивой в межкритическом интервале температур, так как температура
(поглощенная энергия) малоуглеродистого аустенита ниже равновесной.
Такой аустенит является неустойчивым. Неустойствость аустенита в
межкритическом интервале температур свидетельствует о том, что в нем
углерода меньше, чем это требуется при диффузионном механизме пре-Рис. 1.5. Влияние числа циклов п и скорости нагрева на размер зерна d (а) аустенита и
условный предел текучести 00.2 (6) стали, содержащей 5 % Ni [164]13
вращения, при котором углерода всегда достаточно для создания устой¬
чивого аустенита.Следовательно, практический интерес представляют умеренный нагрев
и смешанный механизм а -► ^-превращения, Такой нагрев позволяет
интенсифицировать процесс ТЦО и получать особые структуры сталей.Размер аустенитного зерна является важной структурной характе¬
ристикой стали при ТО. От этой характеристики зависят механические
свойства, особенно ударная вязкость. Одним из методов, устраняющих
рост зерна, может быть быстрый нагрев без длительных выдержек при
температурах аустенитизации [251 ]. При индукционном нагреве из-за ма¬
лой продолжительности процесса, включающего периодический нагрев и
охлаждение при полной фазовой перекристаллизации в каждом цикле,
скорость образования зерен аустенита значительно превышает их рост.
Такая ТЦО эффективна в случае, когда переохлажденный аустенит
характеризуется малым инкубационным периодом и небольшим временем
полного распада. На рис. 1.5 показано влияние числа циклов и скорости
нагрева в циклах на размер зерна аустенита. Образующийся в таких
условиях мелкозернистый аустенит может быть неоднороден по составу,
вследствие чего устойчивость аустенита отличается от того аустенита;
который образуется в равновесных условиях. Получению мелкозернистой
структуры металлов и улучшению их свойств в результате ТЦО спо¬
собствует, очевидно, и сведение до минимума выдержек при максималь¬
ных температурах нагрева.1.3. ФАЗОВЫЙ НАКЛЕП И ДИФФУЗИЯ ЭЛЕМЕНТОВ ПРИ ТЦООсновным структурным изменением при ТЦО сталей является сильное из¬
мельчение зерна, которое, как правило, сопровождается уменьшением раз-
нозернистости и более однородным распределением химических элемен¬
тов. Одна из причин, вызывающих подобные изменения в структуре,
состоит в интенсификации диффузионных процессов за счет усиления
воздействия теплофизических факторов.Накопление дислокаций и образование полигональной субструктуры
после термоциклирования чистого железа [85] и низкоуглеродистой стали
[56] дают основание полагать, что ответственными за формирование ди¬
слокационной структуры при ТЦО сталей являются полиморфные пре¬
вращения, приводящие к фазовому наклепу в основном за счет разницы
удельных объемов и модулей упругости образующихся фаз. Фазовый
наклеп иногда сопровождается процессами рекристаллизации, которые
по мере накопления деформации монотонно повторяются от цикла к
циклу [127].Несколько иной характер носят процессы, происходящие при ТЦО
сплавов, не претерпевающих аллотропических превращений. Дополни¬
тельными движущими силами при непрерывно меняющейся температуре
в этом случае служат, во-первых, внутренние напряжения, связанные
с анизотропией теплового расширения за счет разориентированности
зерен, блоков, а также различия теплофизических характеристик фаз, а
во-вторых, напряжения, обусловленные температурными градиентами.
Например, в чистых металлах возникновение напряжений обусловлено в
основном анизотропией теплового расширения отдельных зерен [121]. Но
возможно появление внутренних напряжений за счет расширения сосед¬
них макроскопических областей, которые могут иметь место в случае14
Рис. 1.6. Распределение напряжений в нихроме (/)
и вольфраме (2) на различных стадиях термо-
цнклнрования по режиму 600 ^ 1100 °Ссущестования в материале градиента тек¬
стуры, приводящего к градиенту коэф¬
фициентов термического расширения.Кроме того, напряжения могут возникать
вследствие наличия градиента темпера¬
туры по сечению. Оценка напряжений,
возникающих в кадмии при ТЦО [165],
показывает, что напряжения, обуслов¬
ленные анизотропией теплового расши¬
рения в гексагональных фрагментных
монокристаллах кадмия, более чем на порядок превышают напряжения,
возникающие в результате градиента температуры по сечению об¬
разца.Сильные внутренние напряжения развиваются в материалах, структу¬
ра которых состоит из фаз, имеющих различные коэффициенты терми¬
ческого расширения [151]. Расчеты показывают [125], что наибольшие
термические напряжения при изменении температуры на 1 °С из-за раз¬
ницы коэффициентов термического расширения фаз могут возникать в
системе, состоящей из алюминия и кремния (2,2 МПа), обусловленные
анизотропией теплового расширения зерен,— в уране (2,5 МПа), а вслед¬
ствие анизотропии теплового расширения фаз — в оловоцинковой си¬
стеме (9,2 МПа).На рис. 1.6 показано изменение напряжений, возникающих из-за
разницы коэффициентов термического расширения фаз, составляющих
структуру нихромвольфрамового композита [12]. Напряжения вычислены
для нихромовой матрицы и упрочняющего вольфрамового волокна при
термоциклировании композита по режиму 600+fc 1100 °С. Расчеты
выполнены для композиции с объемным наполнением f, равным 15 %
при условии, что нихром испытывает пластическую деформацию, если на¬
пряжения в нем превысят предел текучести и он ведет себя как идеально
пластичный материал.В зависимости от температурного режима термоциклирования дефор¬
мации протекают по-разному. Так, известно [125], что термические на¬
пряжения при высокотемпературных теплосменах вызывают в мате¬
риалах пластическую деформацию путем проскальзывания по грани¬
цам, миграцию границ и образование субструктуры, а кроме того,
полигонизацию и рекристаллизацию. Структурные напряжения в данном
случае не играют существенной роли, так как вследствие значительной
подвижности границ они непрерывно релаксируют. Наоборот, изменение
температуры в низкотемпературной области может вызвать из-за малой
подвижности границ значительные структурные напряжения, приводящие
иногда к образованию трещин. При этом помимо внутризеренного сколь¬
жения наблюдаются интенсивное двойникование, фрагментация зерен и
образование полос деформации. Эти представления лежат в основе меха¬
низма, получившего в литературе название «термического зацепления»
[239], согласно которому релаксация напряжений, возникающих вблизи
зерен при высоких температурах, осуществляется путем течения по грани¬
цам зерен, а при низких — в результате пластической деформации сколь¬15
жением или двойникованием в менее прочном зерне. Подтверждением
тому являются металлографические исследования урана, где после 600
циклов по режиму 100^fc600oC обнаружены как деформация внутри
зерен, составляющая 10 % от общей деформации, так и взаимное сме¬
щение зерен по границам [62].Таким образом, появляющиеся при ТЦО напряжения, будучи на¬
ложенными на имеющееся в металле поле напряжений, могут явиться
причиной образования суммарных напряжений, превышающих предел те¬
кучести мягких фаз, что ведет к пластической деформации последних.
При этом, во-первых, пластическая деформация, сопровождающая
процесс релаксации напряжений, приводит к формированию при термо¬
циклировании субструктуры, которая, в свою очередь, повышает
диффузионную проницаемость и ускоряет диффузию. Во-вторых, наличие
самой неоднородности напряженного состояния кристаллической решет¬
ки, как это впервые отметил С. Т. Конобеевский [106], также влияет на
процесс диффузии. Он вывел обобщенную формулу диффузии, учи¬
тывающую влияние указанного фактора,которая показывает, что диффузионный поток в искаженной решетке
представляет собой равнодействующую двух потоков. Один из них —^ D' ^Jrj —обусловлен градиентом концентрации и характеризуетсянапряжений и характеризуется коэффициентом диффузии D" (е —
упругая деформация кристаллической решетки). Величина D" пропор¬
циональна \ — (га — гв)/гв, где га и гв — атомные радиусы компонентов
Л и В, образующих твердый раствор. Атомы с большим радиусом при
деформации решетки стремятся переместиться в растянутые участки,
а атомы с меньшим радиусом — в сжатые. Уравнение (1.1) показывает,
что в искаженной кристаллической решетке возможна восходящая диф¬
фузия за счет второго члена уравнения, даже когда градиент концентра¬
ции равен нулю. Таким образом, напряженное состояние решетки, так же
как и образование субструктуры, способствует ускорению процесса
диффузии.При ТЦО интерес представляют структурные напряжения, возникаю¬
щие за счет различия коэффициентов теплового расширения фаз, так как
они создают равномерно распределенную микронеоднородность напря¬
женного состояния и их степень воздействия на превращения в сплавах
можно не только прогнозировать, но и изменять путем варьирования па¬
раметрами ТЦО.Термическое расширение металлических фаз в настоящее время изу¬
чено недостаточно. Определены некоторые закономерности изменения
коэффициента термического расширения ат для чистых металлов и не¬
упорядоченных твердых растворов. Например, известно [119], что коэф¬
фициент термического расширения металлов меняется в зависимости от
атомной массы примерно по тому же закону, что и обратные значения их
температур плавления и твердости. Следовательно, между коэффициента¬
ми термического расширения металлов и обратными (или прямыми) зна-коэффициентом диффузии D'16
TM-ioh.т14Юг 16- 12- 4•10г,МПа *StЛТ1SiJs\coАу
Л Vу*ч/ЧА120То a ■1tre,irtРис. 1.7. Связь твердости HV (/) и температуры плавления ГПЛ (2) с коэффициентамитермического расширениячениями их температур плавления и твердости должна существовать
закономерная связь (рис. 1.7). Для твердых растворов наблюдается до¬
вольно четкая зависимость (линейная — для сплавов простых металлов,
нелинейная—в случае легирования ферромагнитным компонентом)
коэффициента термического расширения от концентрации компонентов
[119]. Коэффициент термического расширения алюминия уменьшается
при растворении в нем меди, кремния, никеля, железа и бериллия, т. е.
элементов с меньшим коэффициентом, чем у растворителя. Наоборот,
при растворении магния и цинка в алюминии коэффициент терми¬
ческого расширения растет, так как у растворенных компонентов его
значение больше, чем у алюминия [57].Как показано в работе [119], из многочисленных экспериментальных
данных следует, что коэффициенты термического расширения твердых
растворов несколько ниже коэффициентов, рассчитанных по правилу
аддитивности. Кроме того, показано, что в гетерогенных сплавах
коэффициент термического расширения аддитивно складывается из коэф¬
фициентов отдельных фаз, составляющих тот или иной сплав.Все отмеченные закономерности могут оказаться полезными при
оценке вклада,интерметаллидов в процесс возникновения и релаксации
структурных напряжений при ТЦО '. Это важно потому, что в литературе
почти отсутствуют сведения о значениях их коэффициентов термического
расширения ат. Аддитивный расчет ат вряд ли может дать удовлетвори¬
тельные результаты, пригодные для такой оценки, так как интерметал-
лиды имеют сложную кристаллическую структуру. Экспериментально оп¬
ределены [134] значения ат для интерметаллидов CuAU (15,9-10-6 в
диапазоне температур 27 —127°С) и А1зРе(11,9-10_6 °С в том же
диапазоне температур). Их твердости равны соответствеяно 5000 и
8000 МПа, температуры плавления—591 и 1147°С. Эти данные сви¬
детельствуют о том, что приведенные закономерности, очевидно, могут
быть распространены и на двойные интерметаллиды.В табл. 1.2 приведены значения температур плавления и твердостей
некоторых характерных для алюминиевых сплавов двойных интерметал-
лидов, расположенных в порядке уменьшения предполагаемых значений
ат. Для сравнения представлены также данные для кремния, который
часто присутствует во многих алюминиевых сплавах в качестве само¬
стоятельной фазы.Таблица 1.2. Физико-механические свойства интерметаллидовИнтерметалл ид
(фаза)Тп„ °СHV, МПаа,-106, °С“(ot* д| ~ Gtj фиаы) X Ю6С-'Mg5Ale4522 000——CuA125915 00015,9 [134]
(27—127 °C)7,9Al6Mn7105 500——AI3Ni8477 350——AbFe11478 00011,9 [134]
(27—127 °C)11,9Si142311 1004,15 [57] (0—50 °C)
6,95 [119] (0—100 °C)19,6516,85* атА1 = 23,8-1(Г6 °С-‘ при 0—100 °С [119].Из анализа данных табл. 1.2 видно, что перечисленные фазы в раз¬
личной степени должны влиять на численные значения структурных
напряжений. Если иметь в виду бинарные сплавы, то наибольшие
упругие напряжения при изменении температуры, очевидно, могут раз¬
виваться в сплавах с кремнием (силуминах), если содержание его в
сплаве значительно превышает предел растворимости в алюминии.
В других бинарных алюминиевых сплавах структурные напряжения
должны понижаться в ряду никель — марганец — медь — магний. В мно¬
гокомпонентных сплавах подобный прогноз затруднен в связи с тем, что
в них одновременно присутствуют несколько избыточных фаз, в том числе
тройных и более сложных интерметаллидов. При этом с повышением
температуры разница коэффициентов термического расширения алюми¬
ния и фаз увеличивается.Реализация эффекта Дат не зависит от скоростей нагрева и охлаж¬
дения и лимитируется температурным диапазоном ТЦО. В этом случае
было бы целесообразно вести нагрев и охлаждение с умеренными
скоростями в широком интервале температур, например 20 500 —
530 °С. Но с понижением температуры снижается скорость диффузии,
поэтому нижняя граница температурного интервала должна быть, оче¬
видно, значительно выше 20 °С.Изменения в субструктуре при фазовом наклепе — факт достоверно
установленный. Однако конкретный характер этих изменений как для
термоциклирования вообще, так и для малоциклового термоциклирова¬
ния в частности недостаточно изучен. Несомненно только то, что в ре¬
зультате формирования субструктуры повышается коэффициент диффу¬
зии и изменяются механические свойства сплавов. Является ли это след¬
ствием простого повышения плотности дислокаций или это связано в18
большей степени с взаимодействием и перераспределением дислокаций,
формированием дислокационных границ, а возможно, и других структур,
неизвестно. Нет сведений и о том, успевают ли эти процессы при ТЦО
развиться до такой степени, чтобы оказать какое-либо влияние на
свойства сплавов, и существует ли в условиях весьма ограниченного числа
циклов возможность управления ими.Среди различных несовершенств кристаллической решетки большую
роль помимо дислокаций играют точечные дефекты и, в первую очередь,
вакансии, имеющие важное значение в процессах диффузионного пере¬
мещения атомов. Известно [29, 229], что диффузия в твердых рас¬
творах замещения протекает по вакансионному механизму. Выражение
для коэффициента диффузии в этом случае имеет следующий вид:{ ASo6p+ASu\ ( ДЯ +ДЯм^D= ga v exp I v— Jexpl - E_ 1 (1.2)где g — геометрический множитель; a — период решетки; v — средняя ча¬
стота колебаний атомов; AS06p и AS„ — изменения колебательной энтро¬
пии кристалла, связанные соответственно с образованием и перемещением
вакансий; Д//0бР и ДНи — соответствующие изменения энтальпии; К —
постоянная Больцмана; Т — абсолютная температура.Формула (1.2) выражает закон Аррениуса, в котором предэкспотен-
циальный фактор2 /aso6p+as\D0= ga v exp ( I ,энергия активации равна \H0tP+ Д//„. Для переходного состояния Da =
= 10-6-j-10-4 м2/с.Анализ уравнений, используемых для определения параметров диффу¬
зии и описание диффузионных процессов (самодиффузии, диффузии в
двухкомпонентном растворе, многокомпонентной диффузии), показывает,
что они справедливы в предположении о наличии только равновесной
концентрации вакансий [29]. В состоянии теплового равновесия, т. е.
когда свободная энергия системы решетка — вакансия минимальна, кон¬
центрация вакансий определяется изменением гиббсовой энергии их обра¬
зованияД Gобр== ДНобр—Т AS06p. (1-3)Атомная доля равновесных вакансий<=ехр(^)ехр(--^). (1.4)Таким образом, концентрация равновесных вакансий экспоненци¬
ально растет с повышением температуры. Однако абсолютное значение
ее невелико—даже при температурах, близких к плавлению, она не
превышает 0,01—0,1 %, т. е. одна вакансия соответственно на 10 000 и
1000 атомов (10-4— 10_3 вакансий на атом).Помимо тепловых вакансий в сплавах большую роль играют вакан¬
сии, связанные с атомами примесей,— примесные вакансии. Как отмечено
в работе [29], вклад примесных вакансий в процесс диффузии велик
при низких температурах, когда их концентрация может на много поряд¬19
ков превосходить концентрацию тепловых вакансий в кристалле, не
содержащем примесей. (Все эти вакансии относятся к типу равновес¬
ных.)Наряду с равновесными вакансиями необходимо учитывать возмож¬
ность существования в сплавах неравновесных вакансий, концентра¬
ция которых не соответствует минимуму свободной энергии. Они обра¬
зуются тогда, когда внешние условия меняются очень быстро и система
не успевает прийти в состояние равновесия. Это наблюдается, на¬
пример, при быстрых нагреве и охлаждении (закалка вакансий), де¬
формации и т. д, Кроме того, стационарную неравновесную концен¬
трацию вакансий можно зафиксировать при некоторых условиях
действием постоянной силы, например постоянного во времени градиента
температуры. Сам факт существования неравновесных вакансий, по мне¬
нию автора работы [29], является чрезвычайно важным, поскольку
концентрация вакансий входит непосредственно в значение коэффициента
диффузии Da=ga2NBoi, где со—частота перескоков. При этом, однако,
важно, чтобы среднее время существования неравновесных вакансий —
время релаксации т„ 1 — не было слишком мало. В работе [29] отме¬
чается, что именно на предпосылке о малости времени релаксации основа¬
на точка зрения о том, что при высоких температурах, когда вакансии
очень подвижны, неравновесные вакансии исчезают настолько быстро,
что их вклад в диффузионные процессы пренебрежимо мал.При ТЦО возможность образования и сохранения длительное время
неравновесных вакансий может быть реализована путем многократ¬
ного чередования нагревов и охлаждений с высокой скоростью в различ¬
ном диапазоне температур. При этом приближенная оценка вклада
неравновесных вакансий в диффузию по времени их релаксации может
быть выполнена на основании формулы [30]т„ = L2/ (2D,). (1.5)Как видно из формулы (1.5), время релаксации вакансий при диф¬
фузии определяется расстоянием L между действующими источниками
(или стоками), подвижностью вакансий DB.В качестве источников и стоков вакансий могут служить свободная
поверхность металла [230], границы зерен, блоков, фаз, поры [64, 124],
а также дислокации с краевой компонентой [255]. Формула (1.5) справед¬
лива, если скорость испускания (поглощения) вакансий велика. Но это
условие может выполняться для источников (стоков) одного типа и не вы¬
полняться для источников другого типа. Поэтому величина L может
быть разной для одного и того же металла при различных условиях
опыта. Так, в мелкозернистых поликристаллах L имеет порядок размера
зерна [31]. Для образцов толщиной в несколько миллиметров и более
размер L совпадает с рассчитанным из плотности равномерно рас¬
пределенных дислокаций: рд:1 = р-|/2 [255].Однако по вопросу о роли и эффективности дислокационных источни¬
ков и стоков точки зрения исследователей существенно расходятся. Ав¬
торы работ [72, 255] считают, что дислокации являются только хорошими
высокотемпературными источниками и стоками вакансий, по крайней
мере для металлов с высокой энергией дефекта упаковки, каковым
является, например, алюминий.1 т, — время релаксации, т. е. время, за которое успевает установиться примерно
63 % равновесной концентрации вакансий.20
Проведенный в работе [249] анализ взаимосвязи между конденса¬
цией вакансий и образованием дислокационных петель позволил сделать
предположение о том, что «старые» дислокации, которые были в металле
к моменту начала обработки, не могут служить эффективными стоками
для вакансий в отличие от «новых», возникающих во время обработки,
например деформации. Следовательно, для высокотемпературной ТЦО
при оценке роли неравновесных вакансий следует, очевидно, учитывать
возможность стока их на дислокациях, и прежде всего на тех, которые об¬
разуются в процессе ТЦО.Согласно В. М. Ломеру [122], дислокации являются эффективными
стоками вакансий при пересыщениях, превышающих 102. Легко оценить
пересыщение при бесконечно быстром охлаждении в процессе термо-
циклирования в режиме 350^530 °Сдлг„N.■■ ехр4—Реальная скорость охлаждения еще больше уменьшит пересыщение.
Таким образом, в условиях ТЦО дислокации в качестве источников и
стоков вакансий можно не рассматривать.В табл. 1.3 приведены результаты расчетов времени релаксации ва¬
кансий по формуле (1.5), позволяющие судить о вкладе неравновесных
вакансий в диффузионные процессы при ТЦО в широком интервале
температур. Значения Do рассчитывали по формуле (1.2). При этом Dо
было принято равным 10 м2-с~', а значения Д//0бР и ДЯМ —соответст¬
венно 51 и 66,9 кДж/г-атом (для сплава AI+4 %Си). Расчет при темпе¬
ратуре 515 °С для сравнения выполнен по экспериментальному значению
N1. Из таблицы видно, что вклад неравновесных вакансий в диффузию
при ТЦО может оказаться реальным только при низких температурах
(100 — 200 °С), так как тв>ттцо. При более высоких температурах
этим вкладом можно пренебречь, поскольку время релаксации вакан¬
сий намного меньше предполагаемой продолжительности цикла.Одно из положений, лежащих в основе теории Онзагера [30], состоитТаблица 1.3. Показатели диффузии и время релаксации вакансий в сплавеА1+4% СиТемпература, °СРавновеснаяконцентрациявакансийКоэффициент
диффузии вакан¬
сий DS, м2*с_|Время
релаксации
вакансий, с**Длительность
цикла, с1006,7 • 10~8■3,9-10"'52,5-1025—102002,2-10~63,8-10~132,65—103002,1 • 10~57,5-10“ 121,3-10“1200—3004001,1-10“46,1-10-"1,6-10~2200—3005003,5- 10“32,9-10“103,5-10“3200—300* Величину Do можно определить по формуле Do = nsa2v [42], где л, — число атомов
первой координационной сферы (для алюминия л,= 12); а — расстояние между ближай¬
шими атомами (для алюминия ajw2,9-IO~'“ м); v — частота колебаний атомов, равная
примерно 10“'3 с.** Для цнклирования в области низких температур (^200 °С) в качестве стоков рас¬
сматривались подвижные дислокации, а при циклировании в области высоких темпе¬
ратур (^300 °С) — границы зерен.21
в том, что поток /-го свойства (плотность потока /,) линейно зависит
от всех термодинамических сил, действующих в системе /, = £ iikXk гдеLik — кинетические коэффициенты (коэффициенты Онзагера); X»—тер¬
модинамические силы. В случае изотермического процесса термодинами¬
ческая сила, вызывающая перенос вещества в многокомпонентной систе¬
ме, Xi= — VИ/, где Vh, — градиент химического потенциала /-го ком¬
понента.При одновременном действии градиентов химического потенциала и
температуры термодинамическая силаИз этой формулы видно, что под влиянием градиента температуры даже
при отсутствии градиента химического потенциала может возникнуть по¬
ток атомов элемента, приводящий к появлению градиента концентрации.
Это явление называют эффектом Соре или термодиффузией. Упрощенное
рассмотрение термодиффузии в бинарной системе предполагает наличие
двух потоков: растворенного вещества и тепла. Направление этих потоков
может быть одинаковым или противоположным в зависимости от свойств
растворителя и диффузанта. Как правило, если температура плавления
диффундирующего вещества выше, чем растворителя, то оно диффунди¬
рует навстречу тепловому потоку, а атомы более легкоплавких элемен¬
тов, чем растворитель, перемещаются в направлении теплового потока.
Чем больше градиент температуры, тем выше скорость термодиффузии.
В условиях непрерывного изменения температуры при ТЦО непрерывно
возникают и, уменьшаясь, исчезают градиенты температуры как по се¬
чению, так и между фазами.В ряде работ изучено влияние того или иного фактора иа диффу¬
зионную подвижность атомов в сталях при ТЦО. Можно утверждать,
что ускорение диффузии в сталях при ТЦО обусловлено двумя основными
группами факторов: факторами, порожденными полиморфными прев¬
ращениями в сплавах (гетеродиффузия); изменением температуры Д7"
и сопутствующим возникновением внутренних напряжений (давлений)
Ар. В работе [213] показано, что уравнение плотности диффузионного
потока без учета гетеродиффузии в периоды фазовых превращений
имеет видгде п0 = р/КТ\ р — давление; К — постоянная Больцмана; Т — темпера¬
тура; D — коэффициент диффузии, равный плотности диффузионного по¬
тока при наличии только градиента концентрации ДС, равного 1 /по\ kT —
коэффициент термодиффузии (численно равен J при ДС=Др = 0; АТ/Т=
= 1/ло); kp — коэффициент бародиффузии (численно равен 1 при
ДС = Д7"=0; &p/p—\/nQ). Из уравнения (1.6) видно, что плотность
диффузионного потока прямо пропорциональна градиенту концентрации
ДС, перепаду температуры Д7" (обусловленному скоростью нагрева и
охлаждения в цикле) и градиенту давления Др.Известно, что диффузионный поток от градиента концентрации
примесного элемента описывается уравнением ]=—DnoAC/Ax, где
\х — перемещение атомов за единицу времени. Эта классическая частьkxt= - Vn. + ^-АГ(1.6)22
диффузионного потока при ТЦО составляет незначительную величину
в сравнении с вкладом в диффузию от АТ и Др.Решение задачи описания диффузионных процессов при ТЦО ослож¬
нено их многофакторностью и взаимным влиянием. Так, градиент тем¬
пературы даже при постоянных и одинаковых скоростях нагревов и
охлаждений различен в периферийных и центральных объемах обраба¬
тываемого изделия, численное значение и знак термических напряжений
также существенно зависят от скорости изменения температуры и т. д.
Если в сплаве при ТЦО происходят полиморфные превращения, то в
межкритическом интервале температур возникают напряжения, связан¬
ные с фазовой дилатацией. Кроме того, источником внутренних напря¬
жений являются также флуктуации химического состава (например,
дендритная ликвация или ледебуритная сетка). Однако при повышенных
температурах, особенно в интервале фазовых превращений, происхо¬
дит интенсивная релаксация возникших в сплаве напряжений. Этот
процесс снижения внутренних напряжений описывается следующим
уравнением:а, =ао/ (1 + Яст0т),где а,- — напряжения по истечении времени т; сто — напряжения в началь¬
ный момент релаксации; R — параметр процесса релаксации, обратно
пропорциональный величине d~°’5(d— размер зерна). Следовательно,
релаксация напряжений зависит от структуры сплава, его мелкозерни¬
стости.Следует отметить и то обстоятельство, что на действующие факторы
диффузии при ТЦО влияют значения теплофизических характеристик
обрабатываемого сплава: тепло- и температуропроводность, теплоем¬
кость и т. д.В работе [82], посвященной вопросам диффузиии при ТЦО, показано,
что при изменении температуры на АТ, полагая, что зависимость D от t
подчиняется закону Аррениуса, т. е. D = Doexp (— Q/KT), и учитывая
зависимость температуры тела от времени в процессе нагрева или ох¬
лаждения, уравнение для расчета значений эффективного коэффициента
диффузиии Л,ф принимает следующий вид:f*3 ^0, а exp [— Q, Р/КТ] dT
D * = — , (1.6a)эф АТгде D0,— предэкспоненциальный множитель; Q — энергия активации;
аир — параметры изменения значений Do и Q в зависимости от
фазового состояния сплава; i — номер фазы. Полученные значения
D,ф для интервалов температур, используемых при ТЦО сталей с учетом
различных степеней относительных объемов фазовых превращений, пока¬
зали, что возникающие движущие силы диффузии, обусловленные изме¬
нением температуры, приводят к существенному увеличению значений
эффективного коэффициента диффузии.Фазовые превращения являются основой изменения структуры и
свойств сталей. В сталях ферритного и аустенитного классов структурные
превращения сводятся к растворению и выделению избыточных фаз, их
измельчению, коалесценции и сфероидизации. Эти в целом типичные про¬
цессы при ТЦО протекают в специфических условиях динамичного и23
периодического изменения температуры в неравновесных условиях, ко¬
гда свободная энергия системы непрерывно меняется по значению и
периодически — по знаку, что, в свою очередь, непосредственно влияет
на кинетику превращений.В условиях непрерывного изменения температуры в сплавах на основе
железа также развиваются внутренние межзеренные, структурные напря¬
жения, а при высоких скоростях этого процесса, кроме того,— и зо¬
нальные напряжения, например в поверхностных слоях детали. Основ¬
ная роль при этом отводится структурным напряжениям, возникаю¬
щим вследствие разницы коэффициентов термического расширения фаз,
так как они не зависят от скоростей нагрева и охлаждения, а степень воз¬
действия на субструктуру может легко регулироваться путем изменения
продолжительности термоцикла и величины Д7\ Зональные напряжения
целесообразно ограничивать ввиду того, что они могут послужить при¬
чиной образования «незалечиваемых» микротрещин. Эффективность воз¬
действия структурных напряжений определяется в основном двумя фак¬
торами: первый заключается в повышении плотности дислокаций и равно¬
мерности их распределения в объеме, подверженном деформации; второй
связан с предполагаемым увеличением диффузионной проницаемости
структуры с повышенной плотностью дислокаций и с увеличением скоро¬
сти диффузии. Последнее обстоятельство в случае его реализации может
способствовать увеличению степени растворения избыточных фаз. В ка-
кой-то мере этому же будет способствовать и ускорение диффузии в напря¬
женной решетке. Однако в твердых растворах замещения со сравнитель¬
но небольшим различием атомных радиусов легирующих элементов этот
фактор играет второстепенную роль в диффузионных процессах.При ТЦО принципиально возможно создание условий для повышения
концентрации вакансий за счет образования неравновесных вакансий.
Однако оценка времени релаксации вакансий показала, что при высоко¬
температурной ТЦО роль неравновесных вакансий в диффузии пре¬
небрежимо мала. Но она может значительно возрасти при низкотемпера¬
турном термоциклировании, например, алюминиевых сплавов в области
температур старения. Повышение концентрации неравновесных вакансий
в этом диапазоне температур может быть достигнуто с помощью бы¬
строго охлаждения. Но при оценке роли неравновесных вакансий в
диффузионных процессах следует иметь в виду, что развитие теории и
экспериментальных методов исследования выявило недостаточность све¬
дений о неравновесных вакансиях. В частности, нет еще единой точки
зрения об эффективности различных вакансионных источников и стоков
в неравновесном состоянии и соответственно о релаксационных свой¬
ствах вакансий.Таким образом, при ТЦО за счет образования и релаксации полей
напряжений, образования и перемещения дислокаций должна сущест¬
венно меняться кинетика диффузии, приводящая к ее аномальному
течению. При этом процесс растворения избыточных фаз должен чере¬
доваться с их частичным выделением. Тем самым создаются условия для
перераспределения компонентов в твердом растворе, измельчения фаз,
а следовательно, и для повышения не только прочности, но и пластич¬
ности, и ударной вязкости сплавов.Наиболее перспективными видами ТЦО для сплавов, не претерпе¬
вающих аллотропических превращений, можно считать два вида.Первый вид ТЦО — это высокотемпературная ТЦО (ВТЦО), прово¬
димая в диапазоне закалочных температур. Такая обработка, есЛи24
она обеспечит высокую растворимость компонентов в матрице, может
заменить стандартную закалку или гомогенизацию. В случае использова¬
ния ТЦО вместо закалки последнее охлаждение необходимо проводить
со скоростью, обеспечивающей получение максимально перенасыщенного
при комнатной температуре твердого раствора. Особенности процес¬
сов, имеющих место при ВТЦО, могут оказать определенное воздействие
на кинетику и механизм последующего старения. Известно, что основ¬
ные структурные изменения при старении сводятся к разным этапам
распада пересыщенного твердого раствора, полученного в результате за¬
калки сплава. Поскольку этот распад является процессом диффузион¬
ным, то характер распада (степень распада, тип выделений из раствора, их
дисперсность, форма и др.) зависит не только от параметров техноло¬
гии самого старения, но и от структурного состояния закаленного (термо-
циклированного) сплава. Так, повышение плотности дислокаций при
ТЦО может способствовать ускорению процесса зарождения промежуточ¬
ных фаз на дислокациях и их более равномерному распределению в
объеме матрицы. Соответственно это может повлиять на распределение
и дисперсность продуктов распада.Второй вид ТЦО — это низкотемпературная ТЦО (НТЦО), которую
целесообразно проводить в области температур старения взамен стан¬
дартной технологии старения. Аномально высокая скорость диффузии
при старении, в особенности при образовании кластеров (ЗГП), объяс¬
няется пересыщением твердого раствора вакансиями при закалке [140].
Во время термоциклирования при старении, если охлаждение в циклах
вести быстро (в воде), концентрация вакансий может возрасти, что долж¬
но отразиться на механизме и конечных результатах старения. В част¬
ности, резкая смена температур при НТЦО не исключает возможности
протекания процессов, характерных не только для искусственного, но и
для естественного старения. В результате этого в структуре термоцик-
лированного металла возможно одновременное присутствие когерентных,
полукогерентных и некогерентных выделений. При НТЦО может поя¬
виться возможность управления количественным соотношением этих
выделений.1.4. РАЗНОВИДНОСТИ ТЦОРежимы ТЦО различаются как по назначению, так и по характеру струк¬
турных превращений, температурному диапазону термоциклирования,
а также наличием дополнительных воздействий. Основными задачами
технологических режимов ТЦО являются измельчение микроструктуры
и сфероидизация избыточных фаз, повышение (или понижение) плот¬
ности дислокаций, прохождение релаксационных процессов, улучшение
показателей физико-механических свойств. При этом возможно реше¬
ние различных задач материаловедения и машиностроения, а именно:
замены дорогостоящих видов материалов более дешевыми; повышения
надежности и работоспособности деталей машин и механизмов; размер¬
ной стабильности деталей точного машино- и приборостроения; по¬
верхностного упрочнения деталей; гомогенизации слитков перед прес¬
сованием; устранения ликвационной неоднородности и др.На рис. 1.8 представлена классификационная схема основных спосо¬
бов ТЦО металлов. ТЦО с фазовой перекристаллизацией может осу¬
ществляться по одному из трех механизмов: диффузионному, сдвиговому
и смешанному (сдвигово-диффузионному). Получаемая при этом струк-25
Рнс. 1.8. Классификации видов ТЦОтура определяется как типом фазовых превращений, так и температур¬
но-скоростными условиями прохождения этих превращений. Наиболее
предпочтительны превращения по сдвиговому (мартенситному) меха¬
низму, так как их прохождение сопряжено с интенсивным насыщением
матрицы дефектами кристаллического строения. Однако при повторных
нагревах может проявляться эффект структурной наследственности, что
ведет к восстановлению исходного зерна аустенита. В большей степени
это относится к легированным сталям. В связи с этим разработаны и при¬
меняются на практике несколько разновидностей ТЦО сталей и сплавов
[221], различающихся температурно-скоростными параметрами. К ним
относят маятниковую, средне- и высокотемпературную ТЦО сталей и
чугунов, а также НТЦО чугуиов (рис. 1.9).Маятниковую ТЦО используют для измельчения зерна сталей фер-
ритно-перлитного класса. При этом предусмотрен печной нагрев до тем¬
пературы на 30-—50 °С выше температуры Ас\ с последующим охлажде¬
нием на воздухе до температуры на 50—80 °С ниже критической темпе¬
ратуры Аг\. Описанная обработка названа маятниковой, так как темпе¬
ратурный интервал термоциклирования находится вблизи температур
перекристаллизации.Среднетемпературную ТЦО, предназначенную для получения сор¬
битообразной структуры конструкционных углеродистых сталей, осущест¬
вляют путем быстрых нагревов до температуры на 30—50 °С вышеРис. 1.9. Схейм ТЦО сталей и чугунов: а — маятниковая; б — среднегемпературиая;
в — высокотемпературная; г — низкотемпературная26
температуры Ас\ с последующим охлаждением на воздухе до температуры
на 30—50 °С ниже точки Аг\ и далее в воде или масле.Высокотемпературная ТЦО, или, как ее еще называют, циклическая
электротермическая обработка (ЦЭТО) заключается в электронагреве
со скоростью около 50 °С/с до температуры полной аустенизации, охлаж¬
дении со скоростью 30—50 °С/с до температуры 420—450 °С, отвечающей
температуре наиболее быстрого изотермического распада аустенита и
выдержке при этой температуре. По окончании выдержки циклы повто¬
ряют, в последнем термоцикле осуществляют закалку из аустенитного
состояния. ВТЦО предназначена для получения максимальной прочности
при удовлетворительной пластичности.Низкотемпературная ТЦО чугуна предусматривает быстрый нагрев
(30 — 40°С/мин) до температуры на 30 — 50 °С ниже температуры Ас\
с последующей закалкой в воде или масле. Используют НТЦО для полу¬
чения обратной микроликвации кремния в структуре чугуна.Термоциклическая обработка без аллотропических превращений осно¬
вана на возникновении и релаксации внутренних напряжений, обусловлен¬
ных градиентами температуры, разницей теплофизических характеристик
составляющих стуктуру фаз, а также на действии механизма раство¬
рение — выделение. Проводят ее в интервалах температур максимальной
диффузионной подвижности атомов (ВТЦО) и температур, отвечающих
интенсивному распаду пересыщенного твердого раствора предварительно
закаленного материала (НТЦО). На процесс диффузии влияют повышен¬
ная концентрация точечных и линейных дефектов, а также постоянно
действующие внутренние напряжения. ВТЦО используют в основном для
растворения избыточных фаз, перераспределения химических элементов
в твердом растворе, ее можно применять вместо закалки, гомогенизации,
в отдельных случаях она заменяет модифицирование. НТЦО направлена
на окончательное формирование свойств материала — дисперсионное
твердение. Ее используют взамен старения.Сочетание ТЦО с такими термическими и термомеханическими опе¬
рациями, как закалка, отпуск, старение и другими, во многих случаях ока¬
зывается полезным, так как при этом появляется возможность допол¬
нительного регулирования промежуточной (между циклами) структурой,
напряженным состоянием, а также степенью развития характерных для
ТЦО процессов. Так, в работе [93] показана целесообразность примене¬
ния ТЦО, включающей повторные закалки с промежуточными кратко¬
временными отпусками, для углеродистых, легированных, конструкцион¬
ных и инструментальных сталей. Кроме того, разработаны режимы для
легированных сталей, сочетающие в единой технологической схеме опе¬
рации ТЦО и низкотемпературного отпуска, а также ТЦО и ВТЦО
[174].Использование ТЦО непосредственно в процессах химико-термической
обработки (ХТО) при цементации, азотировании, борировании (ХТЦО)
позволяет за более короткое время, чем при изотермической выдержке, до¬
стичь необходимого диффузионного обогащения поверхностных слоев
металлами или неметаллами из внешней активной среды [90, 107].
Изучение кинетики роста диффузионных слоев при ХТЦО показало, что
использование маятниковой ТЦО при борировании сталей 45 и У8 приво¬
дит не только к сокращению длительности ТО, но и к увеличению тол¬
щины борированного слоя на 20—25 % [32, 212]. Следует отметить, что
ХТЦО устраняет частично или полностью рост зерна, который имеет
место во время нагрева и выдержки в аустенитном состоянии при ХТО.27
Существуют способы, в которых ТЦО применяют в качестве подго¬
товительной [115] или окончательной (а. с. 956580) операции при азотиро¬
вании и цементации сталей. При этом в первом случае использован
эффект измельчения структуры, в результате чего увеличивается про¬
тяженность межфазных границ и диффузия проходит более интенсивно.
Это увеличивает глубину проникновения углерода и сокращает продол¬
жительность процесса цементации. Во втором случае ТЦО приводит к
интенсивному измельчению структуры цементованного слоя за счет дей¬
ствия вышеописанных механизмов.В последние годы наметилось новое направление — механико-химико¬
термоциклическая обработка (МХТЦО) сталей, согласно которой мате¬
риал в процессе ХТЦО дополнительно подвергают напряжениям рас¬
тяжения или сжатия [20]. Однако такой вид воздействия не всегда может
быть осуществлен на практике, так как ХТЦО используют в основном
в качестве финишной операции готовых деталей.Одним из эффективных методов является совмещение термоцикли¬
ческого воздействия с деформированием (а. с. 770257). Деформирование
само по себе резко изменяет структуру на суб- и микроуровне. Так,
при высокотемпературной деформации сталей аустенит характеризуется
низкой энергией дефекта упаковки и наклепывается. Холодная деформа¬
ция сильно упрочняет металл, повышая плотность дислокаций на не¬
сколько порядков. При таком структурном состоянии меняется кине¬
тика фазовых и структурных превращений.Обработка, при которой деформирование вносит большие изменения
в структуру последующих или одновременно протекающих фазовых
или структурных превращений, названа механико-термоциклической
(МТЦО). МТЦО эффективна как для сплавов цветных металлов, так
и для сталей [10].Особый смысл приобретает использование циклического изменения
температуры в процессах обработки металлов давлением. Известно [205],
что для процессов горячей деформации металлов характерна неодно¬
родность температурных полей, обусловленная особенностями теплопере¬
дачи и трения на поверхности контакта металла с инструментом. Так,
тепловой процесс при прокатке имеет две стадии: охлаждение поверх¬
ностных слоев раската непосредственно в очаге деформации и разогрев
последних за счет внутреннего тепла за его пределами. При этом меняется
и теплосодержание внутренних слоев: в очаге деформации происходит их
разогрев, а за очагом — охлаждение.Аналогичная картина наблюдается при волочении и холодной прокат¬
ке, а именно: разогрев за счет деформации и сил трения в волоке (в вал¬
ках) и охлаждение за очагом деформации. При этом, если создать такие
условия, при которых в поверхностных слоях стального раската, как
и во внутренних, от прохода к проходу температура будет меняться
по циклическому закону в заданном диапазоне, то можно дополни¬
тельно управлять структурообразованием с помощью циклической фазо¬
вой перекристаллизации. Такая обработка получила название высокотем¬
пературной деформационно-термоциклической (ВДТЦО).При холодной деформации предварительно закаленных дисперси-
онно-твердеющих сплавов, какими, например, являются алюминиевые
сплавы, разогрев в каждом цикле деформации в интервале температур
искусственного старения позволяет вести процесс формоизменения с од¬
новременным интенсивным распадом пересыщенного твердого раствора.
Обработка получила название низкотемпературной деформационно¬28
термоциклической (НДТЦО). Для ведения процесса в оптимальном ре¬
жиме в паузах между проходами может быть предусмотрен дополнитель¬
ный подогрев и охлаждение.1.5. СКЛОННОСТЬ К УПРОЧНЕНИЮ
МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ ПРИ ТЦОРазличные материалы имеют разную склонность (способность) улучшать
свои физико-механические свойства под воздействием ТЦО. Обычно эф¬
фективность упрочнения оценивается по итогам значительного числа экс¬
периментов. Однако при создании новой технологии ТЦО уже на ранней
стадии работ необходимо знать общую закономерность упрочнения
при ТЦО данного материала. Для этого разработана и применяется
методика феноменологического описания механизма упрочнения поли-
кристаллического материала в процессе ТЦО без привлечения конкрет¬
ных моделей на субструктурном или атомном уровне [2].Эффект одновременного повышения прочности и пластичности сопро¬
вождается развитием интенсивных пластических деформаций, которые,
изменяясь от цикла к циклу, являются причинно-следственной харак¬
теристикой, позволяющей проследить кинетику и все этапы упрочнения
при ТЦО. Аппаратом исследования служат анализ кривой пластических
деформаций, ковариационная и автокорреляционная функции. Экспе¬
риментами установлено, что изменение дисперсии пластических дефор¬
маций и координатной части корреляционной функции связано с разви¬
тием фазового наклепа, а изменение ковариационной функции при
нулевом значении сдвига указывает на развитие диффузионной релак¬
сации напряжений.Для реального поликристаллического материала, подвергаемого ТЦО,
характерна неоднородность структуры, обусловленная прежде всего
разориентировкой зерен. Условно среднее напряжение (в функции от
числа циклов), которое приводит к такой картине пластических дефор¬
маций, можно представить в видеО °уч(я)=^ о if (о,) doj + ст ^ f(a^dai, (1-7)О' Оагде S oif (о,) do, и a^“f(Oi)dOi —соответственно вклад пластическио' стдеформированных и упругодеформированных зерен в среднее напряже¬
ние; f (Oj) — функция плотности распределения зерен по пределам теку¬
чести в направлении оси растяжения; fгт' — сту] — интервал напряжений,
в котором происходит вовлечение зерен в пластическую деформацию.Напряжение а (л) будет характеризовать положительный эффект
ТЦО, если приведенный предел текучести а, = ап в направлении оси
растяжения образца будет возрастать. Полагая, что корреляционная
функция пластических деформаций адекватна бинарной корреляцион¬
ной функции упругих модулей, можно записать1 кр(1.8)29
где on — критическое напряжение, определяемое напряжением старта
дислокаций, если начало пластической деформации связано с отрывом
исходных заблокированных дислокаций или с сопротивлением движению
свободных дислокаций либо если начало пластической деформации
связано с зарождением новых дислокаций; Ли — случайные составляю¬
щие компонент тензора упругих модулей, определяемых кривой пласти¬
ческих деформаций; f(r0) — корреляционная функция компонента тен¬
зора напряжений, имеющая смысл взаимодействия между зернами при
ТЦО, изменяющаяся от цикла к циклу.Координатная составляющая корреляционной функции, если прене¬
бречь ее периодичностью, хорошо подтверждаемая экспериментом,
имеет вид/(го) =ехр { — (ro/d)0,5'1). (1.9)Здесь d—средний размер зерна; п — коэффициент, характеризующий
эффективность ТЦО (для сталей совпадает с порядковым номером цикла,
т. е. п—I; 2; 3). Величина (fo/d)0,5" при «> 1 всегда много меньше
единицы, поэтому уравнение (1.9) можно представить следующим об¬
разом;30, Д,1 + ЗДц 2(1 + ЗЛп)2-+ : -о0+kd-°*. (l.io)где 0о — начальное значение предела текучести; к — коэффициент.Упрочнение при ТЦО определяется видом координатной части кор¬
реляционной функции и на определенном этапе ТЦО может подчиняться
закону Петча (л=1). При п^ 1 наступает затухание процесса, напри¬
мер, в стали 40Х после четвертого цикла наблюдается падение харак¬
теристик прочности и ударной вязкости, на что активно реагирует ковари¬
ационная функция увеличением своего значения при нулевом сдвиге. Дан¬
ное явление связано с диффузионной релаксацией концентрационных
напряжений.Для реализации описанной выше теории возможной оценки склон¬
ности материалов к упрочнению при ТЦО приведем результаты, полу¬
ченные на сталях 40Х, ЗОХГСА и 30ХГСН2МА. Опыты выполнены на
небольших шлифованных и травленых образцах. С помощью прибора
ПМТ-3 (прибор для замера микротвердости) на поверхность образцов на¬
несена сетка с базой 10 мкм, длиной 0,5 мм и шириной 0,1 мм так, чтобы
пересекались одна-две границы зерен. ТЦО производили на установке
ИМАШ-5Ц-65 в вакууме давлением не выше 7-10”6 ГПа. Нагрев осущест¬
вляли прямым пропусканием электрического тока через образцы. Ско¬
рость нагрева автоматически регулировалась программирующим прибо¬
ром РУ-5-01. Изменение геометрических размеров координатной сетки
измерялось с помощью микроскопа и телевизионной системы, сблоки¬
рованной со считывающим устройством «Силуэт». Математическая
обработка произведена по методике, описанной в работе [109]. Оценива¬
лась с помощью тензометрического дилатометра и общая деформация
образца, которая составила 0,12 %, что находится за пределами погреш¬
ности измерений.В процессе ТЦО сетка сохраняла свою конфигурацию, но искажалась
от цикла к циклу. После первого цикла появлялись зоны с локальными
микропластическими деформациями разного знака вдоль линии считы¬
вания— максимальная амплитуда деформации 5—6%. Постоянство
(или закрепляемость) зон с локально-повышенными деформациями оце¬30
нивалось численно. За меру принято относительное число интервалов N,
в которых деформация не менялась по знаку в процессе обработки.
Значения N в среднем составляли от 35 до 60 %, причем до пятого-
шестого цикла это число находилось на уровне 80 %. С измельчением
структуры на сетке появлялись резкие изгибы и даже разрывы, что,
видимо, связано с действием сдвигового механизма. Вертикальную со¬
ставляющую смещения по границам зерен определяли на интерферен¬
ционном микроскопе МИМ-4.Таким образом, в процессе упрочняющей ТЦО в стали развиваются
интенсивные пластические деформации, особенно на первых циклах, кото¬
рые вместе с термическими факторами активизируют диффузионные
процессы, а наряду с протеканием у -*■ a-превращения при последнем
охлаждении по бездиффузионному механизму вызывают формирование
мелкозернистого и практически безыгольчатого мартенсита, обладаю¬
щего улучшенными свойствами.По данным замеров пластических деформаций определены зависимо¬
сти их распределения, автокорреляционные функции деформаций для раз¬
личных циклов и зависимость коэффициента вариации от числа циклов.
Значение автокорреляционной функции уменьшается с возрастанием
числа циклов. Обнаружено, что область, в которой существует связь
между случайными величинами деформаций, не превышает 50—60 мкм
и резко сокращается к пятому-шестому циклу для стали 40Х, к шестому-
седьмому — для стали ЗОХГСА и к третьему, например, для стали
30ХГСН2МА. Изменение коэффициента вариации также указывает на
возрастание локальности процесса с увеличением числа циклов. Из¬
менение начального значения автокорреляционной функции (по физи¬
ческому смыслу являющейся средней мощностью или энергией процесса)
указывает на значительную эффективность общего упрочнения ста¬
лей при ТЦО.Кривая распределения пластической деформации удовлетворительно
описана нормальным законом, но имеет периодические отклонения. Ча¬
стотный анализ кривой пластических деформаций выявляет порядок сме¬
ны состояний металла при ТЦО: наклепа или рекристаллизации, рас¬
творения или выделения упрочняющих фаз и т. п.Расчеты численных значений автокорреляционной функции и частот¬
ных характеристик показали, что при упрочняющей ТЦО аустенит,
получающийся в результате ускоренной перекристаллизации, обладает
некоторой неоднородностью, которая обусловлена невозможностью пол¬
ной реализации самодиффузионных процессов. Это позволяет «унасле¬
довать», «транслировать» дефекты (типа двойников, дислокаций и т. д.)
из низкотемпературной области в у-фазу и обратно. Степень фазового
наклепа определяется конкуренцией между накоплением упрочняющих
искажений решетки (механизм дислокационный) и неупрочняющей (диф¬
фузионной) релаксацией напряжений.Так, по изменению функции f(ro) и значению яц можно найти
оптимальное число циклов для упрочняющей ТЦО, когда увеличение п
не вносит существенного вклада в увеличение ам или приводит к умень¬
шению прочности (разупрочнению). По численному значению п можно
оценивать вклад пластической деформации зерен при ТЦО в суммарный
эффект упрочнения.31
Глава 2СТРУКТУРА СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ
ПОСЛЕ ТЦОПри ТЦО происходит резкое изменение микроструктуры, субструктуры и
дислокационной структуры. Основным структурным изменением в стали
является сильное измельчение зерна, будь то перлит, феррит, мартенсит
или другая структура. Причем измельчение зерна, как правило,
сопровождается уменьшением разнозернистости и более однородным рас¬
пределением химических элементов. При ТЦО цветных металлов происхо¬
дят измельчение составляющих структуру фаз, перераспределение хими¬
ческих элементов в твердом растворе, изменение в дислокационной
структуре и т. д. Все это требует от исследователей всестороннего
анализа структурообразования при ТЦО. Поэтому исследования проводи¬
ли с помощью ряда современных методов анализа материалов. При этом
оценивали степень развития диффузионных процессов при ТЦО, характер
распределения химических элементов, микроструктуру, дислокационную
структуру, а также некоторые другие показатели, отражающие состояние
структуры материала. Параллельно с исследованием осуществляли опы¬
ты, предусматривающие обработку по стандартным режимам, сравнение
которых с ТЦО позволяло оценивать эффективность последней.Анализ влияния режимов ТЦО на структуру проводили для сталей
различного класса, а также для алюминиевых сплавов. При этом основ¬
ной задачей было всесторонне показать, как в условиях аллотропических
превращений и без таковых меняется структура сплавов при воздействии
ТЦО.2.1. МЕТОДИКА ОЦЕНКИ
СОСТОЯНИЙ СТРУКТУРЫ СПЛАВОВ
С ПОМОЩЬЮ ФИЗИЧЕСКИХ МЕТОДОВ АНАЛИЗАОдной из структурно-чувствительных характеристик металлов является
электрическая проводимость, которая позволяет оценить степень легиро-
ванности твердого раствора, а в отдельных случаях — и дисперсность
выделений. Кроме того, она коррелирует с плотностью дислокаций. Элек¬
трическую проводимость сплавов определяли на установке У-303, рабо¬
тающей по принципу двойного моста, а также методом вихревых токов на
приборах ВЭ-20Н отечественного производства и «Сигма-тест» фирмы
«Форстер» («Forster»).Согласно последнему способу, испытуемый образец помещают в элек¬
тромагнитное поле, создаваемое индуктивной катушкой, по которой те¬
чет переменный ток. Поле катушки наводит в испытуемом материале
вихревые токи, которые создают собственное электромагнитное поле. Ре¬
зультат взаимодействия этих двух полей регистрируется с помощью ин¬
дикаторных устройств прибора. От свойств (электрических) исследуемо¬
го объекта зависят сила тока, а следовательно, и показания прибора.Недостатком приборов ВЭ-20Н и «Сигма-тест» в отличие от прибора
У-303 является значительная их погрешность (3—5 %), которая образует¬
ся в результате дрейфа нуля индикатора из-за температурной текучести32
электрических параметров радиоэлементов, колебаний температуры ок¬
ружающей среды, изменения напряжения в сети, а также неточности
градуировки неравномерной шкалы электрической проводимости. Поэ¬
тому в работе использовали методику измерения электрической прово¬
димости образцов методом сравнения с эталонами [138]. Эталоны пред¬
ставляли собой набор алюминиевых сплавов с различным содержанием
магния. Погрешность измерения электрической проводимости по этой
методике зависит только от точности ее измерения способом двойного
моста (1 %), а кроме того, от ошибки при отсчете делений по шкале при¬
бора (<10,5 %) и в сумме не превышает 1,5%. При этом исключается
влияние неточности градуировки шкалы, дрейфа нуля прибора и коле¬
баний температуры. Если замерять относительное изменение электриче¬
ской проводимости (а при изучении связи электрической проводимости
со структурой достаточно знать относительную электрическую прово¬
димость), то можно пренебречь погрешностью измерения эталонов, так
как она будет вносить постоянную ошибку.Изучение процессов диффузии и микронеоднородного распределения
легирующих элементов в сплавах осуществляли на металлографических
шлифах. Количественный анализ проводили на микроанализаторах
МАР-1М и «Камебакс» французской фирмы «Камека» («Сатеса») при
силе тока 30 нА и напряжениях 10 кВ для сплавов алюминия с кремнием и
магнием и 15 кВ для сплавов алюминия с цинком. Кроме того, для изуче¬
ния структуры сплавов использовали микроанализатор JXA-5A фирмы
«Джеол» («JEOL»).С учетом беспорядочного распределения избыточных фаз и сравни¬
тельно небольших расстояний между ними была разработана методика
анализа твердого раствора. В каждом исследуемом образце определяли
концентрацию химических элементов в 100 точках, расположенных на од¬
ной прямой линии на расстоянии 30 мкм друг от друга. Полученные таким
образом значения концентраций являлись случайными. Часть из них соот¬
ветствовала концентрации элемента в твердом растворе, другая —
концентрации в избыточной фазе, а третья — концентрации в твердом ра¬
створе с частичным захватом фазы. Для большей достоверности инфор¬
мации о месте падения луча последнее обстоятельство контролировали с
помощью оптического микроскопа. В целях определения истинной кон¬
центрации элемента в твердом растворе из совокупности полученных
значений выбирали те, которые не превышали предела его растворимости
в алюминии. При этом учитывали, что предел растворимости в алюми¬
нии кремния равен 1,65 %, магния — 17,4 %, цинка — 70 % [134].В принципе возможно получение твердого раствора с концентрацией,
превышающей максимальный предел равновесной растворимости. Однако
подобное пересыщение твердых растворов в сплавах систем Al-Si,
Al-Mg и других возможно только при сверхвысоких скоростях охлажде¬
ния в процессе кристаллизации. При литье в кокиль, предварительно
подогретый до 200—250 °С, указанное пересыщение практически исклю¬
чено, так как скорость охлаждения при этом сравнительно невысока. Диа¬
метр области возбуждения рентгеновского излучения во- время исследо¬
вания составлял 2—3 мкм. Локальность анализа за счет взаимодействия
электронов с веществом по поверхности и глубине не превышала 5 мкм.
Чувствительность прибора данного класса 10~15—10 г [40] при точ¬
ности 1—4 %, зависящей от определяемой концентрации. Дальнейшую
обработку результатов измерений проводили на ЭВМ, входящей в состав
микроанализатора.3 В. Федюкин и др.33
До и после ТО поликристаллический материал представляет собой
набор различных по концентрации участков, поэтому в работе применили
статистический анализ распределения химических элементов [1-32].
Из полученных данных концентраций твердого раствора строили гисто¬
граммы распределения, определяли среднее значение концентрации хими¬
ческого элемента в твердом растворе, дисперсию среднего значения кон¬
центрации, характеризующую структурную однородность материала, а
также коэффициент асимметрии, по которому судили о характере рас¬
пределения.Исследование тонкой структуры металла проводили на просвечиваю¬
щем электронном микроскопе JEM-120 фирмы «Джеол», при напряжении
100 кВ. Для определения внутренних напряжений, во второй фазе в част¬
ности, в частицах кремния непосредственно при циклических изменениях
температуры использовали рентгеновскую методику [52J. Изменение
напряжений проводили на дифрактомере ДРОН-2,0, регистрирующая
стойка которого подключена к ЭВМ 15ВСМ-5 [204]. Измерение
напряжений проводили по линиям кремния и алюминия [331]. Соответст¬
вующие углы дифракции 20si= 133,52° и 20Ai = 139,6° обеспечивали до¬
статочно высокую точность измерения напряжений.Для измерения напряжений при различных температурах изго¬
товлено нагревательное устройство, которое укрепляли на гониометре
рентгеновского дифрактометра. Оно позволяло изменять температуру от
25 до 550 °С. Образец поджимали пружинами к нагреваемой части печи
так, чтобы передача тепла к образцу происходила контактным способом.
За температурой следили с помощью термопары, спай которой распо¬
лагали в непосредственной близости с образцом. Стандартный метод рент¬
геновского способа измерения напряжений, включающий угловые съем¬
ки образцов, так называемый э1п2ф-метод [38], как показали опыты, ока¬
зался неинформативным, так как было определено, что частицы кремния
находятся в условиях всестороннего сжатия и поэтому деформации
кристаллической решетки кремния не зависили от угла съемки.Напряженное состояние алюминиевой матрицы характеризуется неод¬
нородностью как по численному значению, так и по знаку. Поэтому
средняя ее деформация, измеренная рентгеновским способом, сложным
образом связана с действующими внутренними напряжениями. В связи
с этим обстоятельством анализ проводил только по напряжениям, изме¬
ренным в частицах кремния. Сравнение положения дифракционных ли¬
ний кремния, находящегося в матрице и в свободном состоянии, т. е. вы¬
деленного из нее путем растворения в соляной кислоте, свидетельствуето том, что в формировании дифракционного профиля принимают участие
частицы кремния, находящиеся в трехосном напряженном состоянии. Это
обстоятельство позволяет при расчетах остаточных напряжений по сме¬
щению линии пользоваться формулойгде Е — модуль Юнга; ц — коэффициент Пуассона; 0 — угол дифракции
ненапряженного кремния; Д0 — смещение угла дифракции, вызванное
действием напряжений.Изучение текстуры алюминиевого сплава АВЕ проводили на рент¬
геновском дифрактометре УРС-50ИМ. Съемку осуществляли с использо¬
ванием гониометра ГИР-4, приставки ГП-2 и списывающего счетчика34
Рис 2.1. Схема электромагнитного спо¬
соба возбуждения колебаний:1 — генератор; 2 — датчик; 3 — упругий
подвес; 4 — образец; 5 — приемник; 6 —
усилитель или осциллограф; / — печь
или холодильник16СРС-1. Полюсные фигуры были получены съемкой в железном (Fe — Ка)
нефильтрованном излучении длиной волны к—О,193597 нм. Угол 0 нахо¬
дили из уравнения Вульфа-Брега raX=2dsin0, где п — порядок отраже¬
ния; к— длина волны излучения; d — межплоскостное расстояние.
Поправку на дефокусировку и поглощение проводили путем съемки
порошкового эталона. Кроме того, для оценки структуры сплавов, под¬
вергшихся термоциклированию в работе, применяли метод внутреннего
трения [166]. При этом использовали электромагнитный метод возбуж¬
дения, схема которого показана на рис. 2.1. Декремент колебаний из¬
меряли при поперечных колебаниях свободно подвешенного в узловых
точках образца на частоте 400 Гц методом счета числа периодов» свобод*-
но затухающих колебаний при уменьшении амплитуды в 1/2 раза. Для
проведения опытов изготавливали специальные образцы. Центральная
часть образца—исследуемый сплав, концы—магнитная сталь.. При
постепенном увеличении амплитуды определяли декремент возрастания.
Достигнутая при этом максимальная амплитуда колебаний ет поддержи¬
валась постоянной в течение всего времени измерения декремента убыва¬
ния, который с помощью щелевого дискриминатора определялся при мень¬
ших амплитудах 0<е<ет и отвечал тренированному с амплитудой еш
состоянию материала образца. При исследовании структурного состоя¬
ния сталей до и после различных режимов ТЦО использовали еще один
метод, согласно которому определяли значения фона внутреннего тре¬
ния <2ф '.2.2. ИЗМЕЛЬЧЕНИЕ ЗЕРНА, ДИСПЕРГИРОВАНИЕ ФАЗ
И ГОМОГЕНИЗАЦИЯ В СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗАТехнология ТО предопределяет структуру сплава, обладающую опреде¬
ленным комплексом физико-механических свойств. Поэтому каждый ре¬
жим ТЦО сталей и чугунов приводит к своей, отличающейся от других
структуре. Существует огромное многообразие структур, получаемых в
сплавах на основе железа. Однако можно выделить основные структурные
изменения в результате ТЦО.Первым и, по-видимому, основным эффектом любого режима ТЦО
сталей и чугунов является измельчение их микроструктуры. Этот процесс
измельчения обусловлен несколькими факторами: влиянием ускорения на¬
гревов и охлаждений на структурообразование, отсутствием или малой
длительностью выдержек при максимальной температуре нагревов, осо¬
бенностью кинетики многократных структурных (и фазовых) превраще¬
ний и т. д. Все эти аспекты процесса образования сверхмелкозернистой
структуры еще мало изучены. Однако многое уже известно. Исследования
показали, что при быстром нагреве рост аустенитного зерна происходит
медленно и поэтому нагрев до высоких температур (например, до 1000 °С)35
не ведет к интенсивному увеличению зерна. Критическая температура
Ас\ при ускорении нагрева возрастает и «размывается» так, что появляет¬
ся необходимость фиксировать и впоследствии учитывать значения тем¬
пературы начала а-*упРевРаЩения Аси и температуру конца а-*упРе-
вращения Ас|К в процессе структурного превращения перлита в аусте-
нит. Первоначально в нагреваемом сплаве при температуре Ас\„ по¬
являются первые, очень мелкие зерна аустенита в перлите. Аустенит
зарождается на границах между пластинками цементита и феррита.
Число зарождающихся зерен аустенита в объеме превращающегося пер¬
лита чрезвычайно велико. При дальнейшем нагреве наблюдается не¬
которое увеличение числа зерен аустенита, возникающих в основном
вблизи дефектов в феррите. Установлено, что увеличение размеров
зерен идет при переменной температуре нагрева в 3 раза медленнее,
чем в изотермических условиях при соответствующей температуре.
При условии, когда скорость роста новой фазы (аустенита) мала, а ско¬
рость зарождения зерен значительна, получается, что не только в момент,
но и к концу а -*■ у-превращения сохраняется сверхмелкозернистая струк¬
тура. Дальнейший нагрев или выдержка при постоянной температуре
приводит к быстрому укрупнению зерен аустенита.Если произвести охлаждение (например, на воздухе) быстро нагретой
стали на 10—15 °С выше температуры точки Ась то вследствие обратной
перекристаллизации образуется мелкое зерно перлита. При одном термо¬
цикле феррит в доэвтектоидных сталях почти не претерпевает изменений.
Но если произвести несколько таких нагревов и охлаждений, то вся фер-
ритно-перлитная структура претерпевает изменение.Тот факт, что в результате ТЦО резко измельчаются зерна в сталях
и чугунах, требует своего объяснения. Наибольшую сложность вызывает
понимание этого процесса в сталях с феррито-перлитной структурой.
При попытках объяснить получение термоциклированием равномерной
мелкозернистой структуры в доэвтектоидных углеродистых сталях не¬
обходимо исходить из механизма образования аустенита при ускоренных
нагревах и его распада при последующих охлаждениях.Следует отметить, что вопрос о механизме образования аустенита
при нагреве стали является одним из фундаментальных в теории фазовых
превращений и, к сожалению, еще до конца нерешенным. Обсуждению
этого вопроса посвящено большое число работ. Высказано несколько ги¬
потез о механизме аустенитизации, но важнейшие аспекты этого струк¬
турного превращения все еще остаются неясными.Большие сложности вызывает объяснение начальной стадии превра¬
щения перлита и части доэвтектоидного феррита при температуре, близ¬
кой к 750 °С (Ас\), хотя температура фазового превращения a-железа в
у-железо при отсутствии цементита составляет 910 °С. Известно, что
первые зародыши аустенита при нагреве до точки Ас\ образуются на меж-
фазных границах феррита с цементитом. Установлено также, что прев¬
ращение перлита в аустенит идет по мере «растворения» цементита и на¬
сыщения углеродом до 0,8 % зон, прилегающих вначале к цементиту, а
потом к новой фазе — аустениту. По мере насыщения новой фазы угле¬
родом— до 0,8% и более — идет дальнейшее превращение феррита в
аустенит. Этот диффузионный механизм превращения перлита (цемен¬
тита + феррита) в аустенит хорошо изучен и не вызывает сомнений,
если скорость нагрева меньше 1 °С/мин. При малой скорости нагрева
дефекты кристаллического строения исходных структур исчезают еще до
начала превращения. В таком случае «бездефектный» доэвтектоидный36
феррит оказывается устойчивым и его вовлечение в превращение проис¬
ходит постепенно, по мере повышения температуры до точки Лез [76].Однако как только скорость нагрева превысит значения 3 °С/мин
в конструкционных углеродистых сталях (типа сталь 40) при температу¬
рах несколько выше точки Ас\, появляется «избыточный» аустенит, т. е.
количество аустенита оказывается больше, чем его образуется при мед¬
ленном нагреве или после выдержки при этой температуре [75]. Основной
причиной возникновения избыточного аустенита или снижения темпе¬
ратуры превращения структурно-свободного феррита доэвтектоидных
сталей в аустенит считается включение в процесс превращения без-
диффузионного механизма перестройки а-решетки в у-решетку. Бездиф-
фузионное а-► 7'пРевРаш.ение обусловлено двумя факторами.1. Немаловажное значение для появления бездиффузионного меха¬
низма превращения части феррита в аустенит после точки Ас\ пер-
литно-аустенитного превращения имеют дефекты, искажения кристал¬
лического строения феррита в его приграничных зонах. Эти дефекты и
межфазные напряжения возникают при неполном структурном превраще¬
нии, т. е. тогда, когда перлит претерпевает превращение, а феррит за¬
паздывает с превращением. В этом случае ослабевают внутрикристал-
лические силы взаимодействия атомов в поверхностных слоях контак¬
тирующих фаз. Однако известно, что при нагреве исчезающая фаза
(феррит) теряет устойчивость, энергию взаимодействия атомов, а новая
(аустенит) — увеличивает свою внутреннюю энергию.2. При взаимодействии с аустенитом кристаллическая решетка фер¬
рита, будучи неустойчивой и «податливой» при температуре выше точки
Ас\,оказывается энергетически подготовленной к перестройке (пре¬
вращению) в аустенит — высокотемпературную фазу. Предрасположен¬
ность феррита к превращению способствует течению этого процесса
по бездиффузионному механизму.Указанные причины создают условия для бездиффузионного образо¬
вания аустенита в приграничном феррите под воздействием более низкой
температуры, чем 910 °С. Аустенит, возникающий по бездиффузион¬
ному механизму, первоначально неустойчив. Однако в силу большой ра¬
створимости углерода в нем происходит насыщение аустенита углеродом
и стабилизация кристаллической структуры. Итак, при ускоренном на¬
греве конструкционной стали до температуры выше точки Ас\ образуется
больше, чем обычно, мелкозернистого аустенита. Процесс обратного
структурного превращения при охлаждении от указанного нагрева идет
неидентично тому, который происходит при охлаждении после выдержки
при данной температуре или медленного нагрева. Отличие состоит в том,
что зерна аустенита имеют, во-первых, больший объем, чем в равновес¬
ном состоянии при Aci, и, следовательно, меньшую удельную концентра¬
цию углерода; во-вторых, аустенит мелкозернистый; в-третьих, в при¬
граничных с ферритом областях аустенит содержит больше углерода
(результат термодиффузии и диффузии при распространении а у-пре-
вращения феррита) и поэтому там он более устойчив.В процессе охлаждения стали с такой неоднородной структурой
аустенита распад его происходит следующим образом: вначале рас¬
падаются на феррит и перлит те мелкие зерна аустенита, которые имеют
меньшую концентрацию углерода, т. е. внутренние. Этому процессу
немного способствует и то, что температура внутренних (центральных)
в семействе аустенитных зерен несколько ниже, чем крайних. Мелкие зер¬
на аустенита, граничащие с ферритом, подогреваются от перегретого37
феррита. Таким образом, распад зерен аустенита при охлаждении от на¬
грева начинается не с границ зерен А — Ф, а внутри них, т. е. начинает¬
ся выделением феррита в центральной части аустенитных зерен. В резуль¬
тате полного охлаждения на месте названных аустенитных зерен в их
прежних границах образуется так называемый псевдоперлит, содержа¬
щий углерода меньше 0,8 %. Так, в результате одного быстрого нагрева
стали до температуры несколько выше точки Ас\ с последующим
охлаждением получим структуру не смеси феррита и перлита (Ф+ П), как
обычно, а состоящую из зерен феррита и мелкозернистой смеси перлита и
феррита, т. е. Ф+(Ф+П). Так, первый цикл нагрева и охлаждения
всего лишь частично измельчает структуру, является шагом к полному
измельчению зерен в стали.При повторном нагреве стали аустенизация перлита происходит из¬
вестным образом. Однако при этом нагреве возникает метастабильный
аустенит только в крупных зернах феррита, точнее на границе с
аустенитом. Мелкие зерна аустенита, находящиеся внутри прежнего псев¬
доперлита (т. е. внутри мелкозернистой перлитно-ферритной смеси), в
процессе превращения перлита в аустенит имеют меньшую температуру,
чем периферийные, граничащие с ферритом. Эта разница в температурах
происходит в силу поглощения тепловой энергии при а -► ^-превращении,
которое начинается при нагреве в тех зернах перлита, содержание угле¬
рода в которых выше. А повышенное содержание углерода, как уже от¬
мечалось, содержится в приграничных с ферритом зонах псевдоперлита.
Начавшаяся аустенизация, поглощая тепло, сдерживает поток тепловой
энергии в центральные зоны псевдоперлита. Большие зерна оставшегося
(исходного) феррита продолжают разогреваться, тогда как мелкие зерна
феррита в псевдоперлите остаются некоторое время при постоянной
температуре а -► ^-превращения. При этих условиях (температура фер¬
рита больше температуры ферритных зерен псевдоперлита) дальнейшая
аустенизация идет направленно — аустенизируется перегретый (круп¬
ный) феррит. Причинами такой аустенизации являются указанная раз¬
ница в температурах при быстром нагреве и термодиффузия углерода в
аустените в более нагретую, приграничную с ферритом зону.В процессе охлаждения стали после второго нагрева кинетика распада
аустенита аналогична описанной выше. Последующие циклы постоянно
охватывают эвтектоидным превращением весь структурно-свободный фер¬
рит. Так, путем последовательных нагревов до температур несколько
выше точки Лс[ и охлаждений на воздухе до комнатных температур соз¬
дается мелкозернистая структура в стали (рис. 2.2) и соответствующее
улучшение ее механических свойств. Однако нет смысла производить
все охлаждения до комнатных температур. Структура пластинчатого
перлита при охлаждении полностью формируется при температуре поряд¬
ка 600 °С. Дальнейшее охлаждение на воздухе не изменяет структуры
стали. Поэтому охлаждения при термоциклировании для получения мелко¬
зернистой структуры можно и с экономической точки зрения нужно произ¬
водить до температур на 50—80 °С ниже точки Art, а потом вновь нагре¬
вать. Охлаждение после последнего нагрева следует осуществлять на
воздухе до комнатной температуры.Установлено, что чем больше скорость нагрева при ТЦО и меньше
перегревы над точкой Асi, тем мельче зерно в углеродистой конструк¬
ционной стали. Однако при этом возрастает необходимое число циклов.
Следует заметить, что быстрый печной нагрев при ТЦО достигается сад¬
кой металла в перегретую печь. Скорость нагрева до необходимой тем-38
Рис. 2.2. Измельчение структуры стали 40 после ТЦО, Х250: а — исходное состояние; б — е — соответственно один — пять циклов
Рис. 2.3. Электронные микрофотографии реплик с цементитных пластин перлита стали
40: а — исходное состояние, X 1000X20; б — после ТЦО, X 1000X20; в — после ТЦО,X Ю00Х2пературы тем выше, чем больше температура в печи и меньше масса
термообрабатываемого изделия. Реальная скорость нагрева стали в
перегретой печи 50—100 °С/мин. Она достигается в случае средних раз¬
меров деталей (масс^до 50 кг) при температуре в печи 950—1100 °С.
Структурные исследования, выполненные на электронном микроскопе
с помощью лаковых реплик, оттененных хромом, с микрошлифов пока¬
зали, что при описанной ТЦО измельченная структура состоит из фер¬
рита и перлита с пластинчатой формой цементита в нем. На рис. 2.3
приведены электронные микрофотографии цементитных пластин в зернах
перлита стали 40.Аналитический расчет числа зерен N в 1 мм3 стали 45, выполненный по
методике стереометрической металлографии, показал, что после нормали¬
зации jV = 6,5-103, а после ТЦО jV = 6,2-106. При оценке измельчения
в баллах было определено, что в результате маятниковой ТЦО, напри¬
мер, стали 45 с размером зерен 5—6 баллов измельчение зерен дости¬
гает 11 —12 баллов и более. Это означает, что одно зерно дробится при¬
мерно на 1000 мелких зерен. Такое измельчение структуры положитель¬
но сказывается на механических свойствах конструкционных сталей и
других сплавов.Описанная кинетика измельчения структуры при ТЦО относится к ста¬
лям и сплавам, претерпевающим превращения в основном по диффузион¬
ному механизму. В случае действия бездиффузионного механизма пре¬
вращений (прямого аустенитного и обратного мартенситного) измельче¬
ние структуры происходит также интенсивно, но основной причиной это¬
го, по-видимому, являются процессы пластического деформирования и
последующей рекристаллизации. Это видно при анализе структур сталей
мартенситного класса после их ТЦО. На примере мартенситностареющей
стали 02Н18К12М5Т покажем процесс измельчения ее структуры при
ТЦО. Режим обычной ТО этой стали состоит из закалки при 820 °С в40
Рис. 2.4. Измельчение структуры стали 02H18KI2M5T, Х200: а — закалка от 820 °С:
б—г — I—3 цикла соответственнотечение 1 ч и старения при 510 °С в течение 3 ч с последующим
охлаждением на воздухе. ТЦО производили по режиму 3-кратного уско¬
ренного печного нагрева до 720—750 °С с последующим охлаждением на
воздухе до 100—80 °С ниже точки AfH. Измельчение структуры стали при
ТЦО приведено на рис. 2.4. Далее будет показано, что получение мелко¬
зернистого мартенсита с помощью ТЦО ведет к увеличению пластичности
и вязкости мартенситностареющих сталей.Важными особенностями структурообразования при ТЦО являются
температурно-временные условия технологии, которая дает возможность
стимулировать процесс измельчения, коагуляции и равномерного рас¬
пределения вторичных фаз (карбидов, интерметаллидов и т. п.). Полу¬
чение мелкодисперсной структуры всегда благоприятно для механических
свойств металлов. Такие структуры в сталях и чугунах можно получить,
если в процессе ТЦО повлиять на формирование цементитной и карбид¬
ных фаз.41
Рис. 2.5. Структура стали 30; а — исходное состояние, X 250; б — после ТЦО, Х250;
в — после ТЦО, х 750; г — после ТЦО, XSOOOИзвестно, что перлит при охлаждении стали из состояния аустенита
сформируется не в момент прохождения температуры Art. Формирование
цементита — процесс диффузионный. Для того чтобы молекулы Fe3C
«выстроились» в пластинки цементита, необходимы достаточное пере¬
охлаждение и некоторое время для диффузии. Это приводит к тому, что
при охлаждении после прохождения температуры Аг\ вначале возникают
центры кристаллизации цементита, а а-решетка железа еще в значи¬
тельной степени пересыщена углеродом. Дальнейшее охлаждение сопро¬
вождается направленным ростом цементитных включений, и только при
температурах на 80—100°С ниже точки Агх заканчивается процесс
формирования перлита с пластинчатой формой цементита. Таким обра¬
зом, охлаждая быстро (в воде) с температур, например, на 30—50 °С
ниже точки Ап, легко получить в стали структуру с преимущественно
зернистой (шаровидной) формой цементита. При замачивании время
охлаждения мало, и это мешает возможности диффузионного формиро¬
вания пластинок цементита. Происходит выделение цементита, нахо¬
дящегося к моменту быстрого охлаждения в стадии предвыделения, на
существующие и вновь возникающие центры его кристаллизации.Следовательно, для того чтобы в структуре стали получить цементит
(или карбиды) не в виде пластинок, а в виде мелких зерен, необхо¬
димо в процессе среднетемпературных ТЦО нагрев вести до темпера¬
туры несколько выше точки Ас\, охладить до начала перлитного прев¬
ращения и, не дожидаясь его окончания, быстро охладить до комнатной
температуры. В результате такой ТЦО в структуре как инструментальных,42
Рис. 2.6. Структура высокопрочного чугуна до (а) и после (б) среднетемпературнойТЦО, Х500Х2так и конструкционных сталей образуется зернистый перлит по всему
объему металла, а не только на глубине закаленного и высокоотпущенно-
го слоя. На рис. 2.5 приведены фотографии структур стали 30 до и после
ТЦО.Аналогичное диспергирование цементита происходит в чугунах
с перлитно-ферритной или перлитной металлической основой. На
рис. 2.6 показано, как изменяется структура высокопрочных чугунов типа
ВЧ 45-5 в результате ТЦО с быстрым охлаждением после прохождения
критической точки А,\. Измельчение зерна, как и диспергирование вто¬
ричных фаз, —это процесс, связанный с распадом, растворением, диф¬
фузией и последующим выделением цементита (или других сложных
карбидов). Эти явления лежат в основе гомогенизации — выравнива¬
нии химического состава в объеме металла.При определенных условиях кристаллизации расплава формируется
такая химическая неоднородность, как дендритная ликвация, которую
обычно исправляют длительным и высокотемпературным гомогенизирую¬
щим отжигом. Однако задача легко решается ТЦО. Так, ликвационную
структуру литой стали ЗОХНЛ можно устранить после трех циклов уско¬
ренных нагревов до 850 °С с последующим охлаждением на воздухе
до 600 °С, а на последнем цикле—до комнатной температуры. На
рис. 2.7 показано изменение структуры конструкционной стали.Аналогичное устранение химической неоднородности происходит при
ТЦО в структурно-устойчивых инструментальных сталях ледебуритного
класса. Литую быстрорежущую сталь Р18 (рис. 2.8) подвергали ТЦО, на¬
гревая со скоростью 40—50 °С/мин до 820—850 °С и охлаждая со ско¬
ростью 100 °С/мин до 600 °С, окончательное охлаждение — на воздухе
до комнатной температуры. Число циклов 5.43
Рис. 2.7. Структура литой конструкционной стали 30XHJ1: а — исходное состояние,
X 160; б — после ТЦО, Х250Рис. 2.8. Структура литой быстрорежущей стали Р18: а — исходное состояние, Х350;б — после ТЦО, X 35044
Рис. 2.9. Структура стали PJI-1, Х350: а — после ТЦО-1; 0 — после ТЦО-2Рис. 2.10. Распределение карбидов в стали 5ХНМА, Х350: а— после отжига; б —после ТЦО
Рис, 2.11. Изменение структуры отбеленного чугуна 84 45-5 при ТЦО, Х560; а — исход¬
ное состояние; б—е — соответственно один-пять циклов (950 С -*■ воздух, 600 С -♦ вода)46
При кристаллизации литых быстрорежущих сталей РЛ-1 и РЛ-2
в структуре образуются устойчивая лебедуритная сетка по границам
зерен и грубые карбиды внутри зерен. Измельчение и сфероидизация
карбидов эвтектоидного происхождения достигаются при ТЦО-1 со
следующими параметрами: 650^ 820 °С; охлаждение на воздухе; че¬
тыре цикла. На рис. 2.9, а приведена такая структура. Разбить карбид¬
ную сетку, часто называемую ледебуритной, удается, если нагрев при
ТЦО-2 производить до температуры 1100—1200°С, охлаждать до
более низких температур в каждом из четырех-пяти циклов. На рис. 2.9, 6
показана структура литой стали РЛ-1 со следами прежней карбидной
сетки, сильно охрупчивающей металл.В вопросе о гомогенизации структуры большое значение имеет
устранение полосчатости зерен и концентрации карбидов после пластиче¬
ской деформации стали. Не останавливаясь подробно, отметим, что полос¬
чатость (текстуру), как и перегрев (крупное зерно и видманштедтовую
структуру), легко и эффективно можно устранить при соответствующей
ТЦО. Обычно трудноликвидируемая карбидная неоднородность деформи¬
рованных инструментальных и штамповых сталей выравнивается с по¬
мощью ТЦО.На рис. 2.10 показано распределение карбидов в стали 5ХНМА после
горячего деформирования (а) и последующей ТЦО (б). Технологический
процесс этой ТЦО будет подробно рассмотрен в гл. 3.Перестройка, перераспределение и формоизменение карбидов в спла¬
вах на основе железа происходят при ТЦО быстро и эффективно не
только в тех случаях, когда карбидов не очень много и они имеют относи¬
тельно малые размеры. В белых, отбеленных серых, ковких и высокопроч¬
ных чугунах в процессе структурообразования играет значительную роль
графитизация — распад цементита и выделение углерода в виде графита.
Будучи диффузионным, процесс графитизации при ТЦО ускоряется.
Это приводит к тому, что, например, за семь-восемь циклов с нагревом
до 900—950 °С в отбеленном высокопрочном чугуне происходит полный
распад первичного цементита, а в структуре металлической основы
получается зернистый (сорбитообразный) перлит. На рис. 2.11 показано,
как от цикла к циклу в отбеленном чугуне ВЧ 45-5 происходят гра¬
фитизация ледебурита, гомогенизация химического состава металличе¬
ской основы, диспергирование и сфероидизация эвтектоидного цемен¬
тита.2.3. РАСТВОРЕНИЕ,ИЗМЕЛЬЧЕНИЕ И СФЕРОИДИЗАЦИЯ ФАЗБыли исследованы сплавы алюминия с кремнием, магнием и цинком.
Сплавы выплавляли в индукционной печи с использованием алюминия
марки А99, 30 % лигатуры А1—Si, цинка и магния технической частоты.
Отлитые в металлическую изложницу образцы подвергали отжигу для
снятия напряжений литейного происхождения. В целях получения до¬
стоверных и стабильных результатов производили отбраковку образцов
путем измерения их электрической проводимости. Из дальнейших иссле¬
дований исключали те образцы, электрическая проводимость которых
отличалась более чем на 2 % от электрической проводимости, наболее
часто встречающейся в данной группе образцов. Выбор композиций
сплавов продиктован следующими соображениями: во-первых, эти си¬
стемы являются одними из основополагающих систем, на которых бази¬47
руются промышленные алюминиевые сплавы; во-вторых, структура спла¬
вов, содержащих перечисленные химические элементы, различна.Так, в сплавах AI — Si образуются ограниченные твердые растворы
с небольшим пределом растворимости кремния в алюминии— 1,65%
(по массе) при температуре эвтектического превращения 577 °С. В доэв-
тектических сплавах с массовым содержанием кремния более 1,65 %
помимо твердого раствора присутствует эвтектика (по разным данным,11,7—12,5% Si), в заэвтектических — кристаллы первичного кремния
и эвтектика. Соединений с алюминием кремний не образует [134].В сплавах А1—Mg более широкая, чем в сплавах А1—Si, область
твердых растворов с предельной растворимостью магния в алюминии —
17,4 % (по массе) при температуре эвтектического превращения 450 °С.
В равновесии с алюминиевым твердым раствором находится |3-фаза
Mg5AU(36 % Mg) [3]. Эта фаза входит по составу в область гомогенно¬
сти (34,8 — 37,1 % Mg) и соответствует большинству данных, характери¬
зующих кристаллическую структуру [3]. fj-фаза образует с алюминиевым
твердым раствором эвтектику, содержащую около 34 % Mg. Кроме
того, если коэффициенты линейного расширения кремния и алюминия
отличаются друг от друга более чем в 6 раз, то их значения для алюми¬
ния и магния довольно близки. Поэтому эффект от термоциклирования
таких разных по своему химическому и структурному составам материа¬
лов также должен быть различным, а это дает более глубокие представ¬
ления для анализа влияния ТЦО на структуру и свойства алюминиевых
сплавов.Сплавы А1 — Zn отличаются от предыдущих очень высоким пре¬
делом растворимости цинка в алюминии, который составляет 70 % при
температуре перетектического превращения 443 °С. В сплавах имеется
область расслоения твердых растворов (49—69,5 % Zn), а также фаза
ZnAl, образующаяся по перетектической реакции при 443 °С (Ж + Al^t
^fcZnAl).На рис. 2.12 показано влияние числа циклов п на электропроводность
исследуемых алюминиево-кремниевых сплавов [155]. Кривые построены
на основании расчетов соответствующих экспериментов.Из рисунка видно, что для всех композиций сплавов А1—Si с увеличе¬
нием числа циклов (350^ 530 °С) электрическая проводимость снижает¬
ся, достигая минимума при 10—15 циклах. Скорости нагрева и охлажде¬
ния в циклах 0,8—1 °С/с. При дальнейшем возрастании числа циклов
в сплавах с массовым содержанием кремния до 1 % электрическая про¬
водимость не меняется, оставаясь на достигнутом уровне. В сплавах с бо¬
лее высоким содержанием кремния по мере роста числа циклов до 20—
25 электрическая проводимость возрастает. Изменение электрическойпроводимости, являющейся струк¬
турно-чувствительным свойством,
связано с определенными про¬
цессами, происходящими в сплавах
при ТО. Она зависит от химиче¬
ского состава концентрации леги¬
рующих элементов в твердом ра-Рис. 2.12. Влияние термоциклирования
на электрическую' проводимость G
бинарных алюминиево-кремниевых
сплавов (цифры на кривых соответ¬
ствуют содержанию кремния в сплаве)48
Таблица 2.1. Влияние легирующих
элементов на среднее повышение удель¬
ного электросопротивления алюминияХимическийэлементр, мкОм-см иа 1 %
(по массе) элементавходящего в
тЬердый
растворне входяще¬
го в твердый
растворМагний0,54’ *0,22*Кремний1,020,088Циик0,094' **0,23**Примерно до концентрации 10 %.
Примерно до концентрации 20 %.створе, наличия вакансии, дисло¬
каций, пор, микротрещин, а также
от размера и числа частиц избы¬
точных фаз.Все химические элементы
уменьшают электрическую прово¬
димость алюминия. Кроме того,
известно [4], что степень повыше¬
ния электросопротивления, при¬
ходящаяся на 1 % легирующего
элемента, выше, если он находится
в твердом растворе, а не в виде
отдельной фазы. Исключение со¬
ставляет лишь цинк (табл. 2.1.Таким образом, снижение элек¬
трической проводимости в сплавах
А1—Si происходит в основном в
результате увеличения концентрации кремния в твердом растворе. Про¬
цесс порообразования [11], который приводит к подобному изменению
электрической проводимости, не получает развития при таком ограни¬
ченном числе циклов. Кроме того, прогрессирующий процесс порообра¬
зования должен был бы вызвать непрерывное понижение электрической
проводимости по мере нарастания числа циклов, чего не наблюдается
в действительности.В сплавах с содержанием кремния ниже предела растворимости его
в алюминии снижение электрической проводимости в первых циклах, по-
видимому, связано с растворением той незначительной части избыточного
кремния, которая образовалась в результате неравновесной кристаллиза¬
ции сплава. Поэтому дальнейшее увеличение числа циклов не изменяет
электрической проводимости. В сплавах с более высоким содержанием
кремния при увеличении числа циклов до 20—25 наблюдается рост
электрической проводимости. Объяснить подобное явление можно
на основе исследования структуры термоциклированных сплавов. На
рис. 2.13 показаны характерные структуры алюминиево-кремниевых
сплавов с различным количеством кремния до и после ТЦО. В исходной
литой структуре доэвтектического сплава присутствуют дендриты твер¬
дого раствора и эвтектика.В структуре заэвтектического сплава помимо эвтектики имеются
крупные кристаллы первичного кремния в форме неправильных много¬
угольников. После ТЦО произошли изменения формы и размеров частиц
кремния в эвтектике. После 10 циклов отчетливо наблюдаются дисперги¬
рование игольчатых частиц кремния и их сфероидизация [155]. При этом
твердость алюминиевой матрицы в сплаве AI+9,3 %Si увеличивается от
21 до 25 МПа, а в сплаве А1 +20,5 %Si — от 15 до 19 МПа. По-видимому,
именно растворение и измельчение кремния вносят основной вклад в
явление снижения электрической проводимости при ТЦО. После 20 цик¬
лов в обоих сплавах заметно значительное увеличение размеров зерен
эвтектического кремния за счет их коалесценции, что может служить од¬
ной из причин повышения электрической проводимости в высококрем¬
нистых сплавах (см. рис. 2.12), так как при этом сказывается уменьше¬
ние искажения решетки по границам кремниевых кристаллов [118].При исследовании процесса диффузии нужно было установить харак¬
тер распределения кремния в твердом растворе термоциклированных4 В. Федюкин и др.49
Рис. 2.13. Структуры алюмнниево-хремнневых сплавов, Х200: а — 6,3 % Si: 6 — 20,5 % SI;
1 — без ТО; 2 — 10 циклоа; 3 — 20 циклов50
Рис, 2.14. Влияние числа циклов п
на показатели диффузии Si в AI:/ и Г — средняя концентрация С
и ее дисперсия а2 в сплаве AI +
+ 1 %Si; 2 и 2' — то же в сплаве
АI + 9,3 % Siб*0,%0,26-ОМ- fjo"-0J2- ne¬0.»ws0ff 20сплавов. Однородность распределения кремния в твердом растворе оцени¬
вали по дисперсии средней концентрации, которую находили по формулегде i\C, = С — Q; С — среднее значение концентрации химического эле¬
мента серии измерений; С, — текущее значение концентрации; п — число
измерений. При этом чем больше дисперсия, тем выше неоднород¬
ность, и наоборот. На рис. 2.14 показано изменение средней концентрации
кремния и ее дисперсии при ТЦО некоторых алюминиево-кремниевых
сплавов. При ТЦО происходит не только растворение, но и пере¬
распределение кремния в твердом растворе, в результате чего повышается
однородность твердого раствора. Характерно, что в сплаве, содержащем
9,3 % Si, это выражено значительно сильнее, чем в сплаве с содержанием1 %Si, у которого в исходном состоянии распределение кремния в твер¬
дом растворе более однородно.Подобный комплекс исследований был выполнен на бинарных сплавах
А1—Mg и AI—Zn. ТЦО сплавов Mg проводили по следующим ре¬
жимам:Содержание Mg, %
Температура, "С .0,8
390^ 530360 чь 5006,4
310 45012,5
260 400Максимальную температуру в циклах выбирали из расчета на 40—50 °С
ниже линии солидуса. При этом интервал температур в циклах для всех
сплавов оставался постоянным и равным 140 °С. Средние скорости
нагрева и охлаждение в циклах также не изменялись и составляли0,8—1 °С/с,На рис, 2.15 показано измене¬
ние электрической проводимости G
в зависимости от числа циклов п.
30 — —тя— Из рисунка следует, что ТЦО мало¬
легированных сплавов с содержа¬
нием менее 0,8 % Mg практически2010/(Ои-им2,лшASsV>ю1620Рис. 2.15. Электрическая проводимость С
бинарных сплавов AI—Mg. Цифры на кри¬
вых соответствуют содержанию Mg в
сплаве51
Рис. 2.16. Структура сплава AI +
+ 12,5% Mg, Х500: а — без ТО;
б — 10 циклов; в — 20 цикловРис. 2.17. Влияние числа циклов п на показатели
диффузии в твердом растворе:1 и /'— средняя концентрация С магния и ее
дисперсия а2 в сплаве AI+6,4 % Mg; 2 и 2' —
то же в сплаве AI + 12,5 % Mg6,м/(0и-Шг)30Ю 1.1 Н0 5 Ю 15 20 ПРис. 2.18. Изменение электрической проводимо¬
сти G бинарных сплавов AI—Mg при термоциклн-
рованни. Цифры на кривых отвечают содержанию
Mg в сплавахРис. 2.19. Изменение электрической проводимо¬
сти G бинарных сплавов AI—Zn. Цифры на кривых
соответствуют содержанию Zn в сплавах52
Рис. 2.20. Распределение Zn в
твердом растворе сплава AI ++ 19,2% Zn: а —без ТО;
б—г — соответственно S, 10 и
20 цикловне меняет их электриче¬
ской проводимости. В
сплавах, содержащих свы¬
ше 3 % Mg, наблюдается
постепенное снижение
электрической проводимо¬
сти с ростом числа циклов,
причем с увеличением кон¬
центрации магния в спла¬
ве интенсивность ее сни¬
жения увеличивается.Структура одного из
исследуемых сплавов по¬
казана на рис. 2.16. ТЦО
вызывает частичное рас¬
творение p-фазы (MgsAl8),
что ведет к измельчению
микроструктуры. Как и в
случае со сплавами А1 —Si, в сплавах А1 — Mg с
увеличением продолжи¬
тельности термоциклиро-
вания (числа циклов) концентрация магния в твердом растворе растет
и одновременно уменьшается неоднородность его распределения
(рис. 2.17). Результатом такого изменения структуры является умень¬
шение электрической проводимости сплавов под действием ТЦО
(рис. 2.18). Однако за 25 циклов весь магний, находящийся в сплаве,
не успевает раствориться в алюминиевой матрице.Термоциклическую обработку сплавов At — Zn проводили по сле¬
дующим режимам:Содержание Zn, % 3 7,8 9,6 19,2 34Температура, “С . . 40<Ьгь550 390^540 38ft?t530 370+t520 23Ctet400Средние скорости нагрева и охлаждения такие же, как и в преды¬
дущих опытах. Электрическая проводимость этих сплавов не остается
постоянной при термоциклировании (рис. 2.19). Не изменяется только
электрическая проводимость сплава, содержащего 3 % Zn, у которого
цинк в исходном состоянии, по-видимому, находится полностью в рас¬
творенном виде. Рост электрической проводимости сплавов, содержащих
от 7,8 до 19,2 % Zn, по мере увеличения числа циклов п свидетель¬
ствует об интенсивной диффузии цинка в твердый раствор и уменьше¬
нии концентрационной неоднородности. Последнее подтверждается дан¬
ными, полученными при сканировании по шлифу на микроанализаторе
JXA-5A (рис. 2.20). В литом состоянии в сплаве, содержащем 19,2 % Zn,
наблюдается значительная ликвация цинка. По мере нарастания числа
циклов неравномерность распределения его уменьшается, и по дости¬
жении 20 циклов весь цинк распределяется в образце практически
равномерно. На рис. 2.21, а, показана структура сплава, содержащегоа)<7, им а/с6)в)г)О во 160 2W 1,мкм53
Рис. 2.21. Структуры ( Х80) сплавов AI+ 1в,2 % Zn (а) и AI + 34 % Zn (б) до и послеТЦО:/ — без ТО; 2—10 циклов; 3 — 20 циклов54
19,2 % Zn, до и после ТЦО. В исходном состоянии видны дендриты
твердого раствора и темные, весьма неравномерно распределенные вклю¬
чения второй фазы (Zn). После 10 циклов вторая фаза полностью
растворяется. Дальнейшее увеличение числа циклов практически не ме¬
няет структуру сплава.Характерно, что с увеличением количества цинка в сплаве ин¬
тенсивность роста электрической проводимости от цикла к циклу увеличи¬
вается. Электрическая проводимость сплава, содержащего 34 % Zn, в
первых 10 циклах резко снижается. При дальнейшем увеличении числа
циклов скорость ее снижения заметно падает, но полной ее стабилиза¬
ции не наступает. Структура этого сплава показана на рис. 2.21,6. В литом
состоянии основная масса цинка сконцентрирована вдоль границ зерен.
ТЦО рассредоточивает цинк по всему объему. Различие закономер¬
ностей изменения электрической проводимости сплавов с содержанием
до 19,2 и 34 % Zn хорошо согласуется с литературными данными
[4]. В соответствии с ними в сплавах А1—Zn, содержащих не более
20 % Zn, снижение электрической проводимости, приходящейся на1 % Zn, примерно в 2,5 раза больше, если он находится в виде отдель¬
ной фазы, а не в твердом растворе (табл. 2.1). При более высоком со¬
держании цинка имеет место обратная закономерность: цинк, находя¬
щийся в твердом растворе, понижает электрическую проводимость
в большей степени, чем такое же его количество, но присутствующее
в виде отдельной фазы.Основными факторами процесса термоциклирования являются мини¬
мальная и максимальная температуры цикла. Выбор максимальной тем¬
пературы продиктован чисто физическими соображениями, а именно со¬
зданием условий, обеспечивающих интенсивную диффузионную по¬
движность атомов. Исходя из этого температура должна быть задана
по возможности высокой. И если при назначении режима ТЦО выборТаблица 2.2. Электрическая проводимость G сплавов в зависимости от интер¬
вала АТ ТЦОСплавРежим ТЦО *(AT, °C)G,m/(OmX
X mm2)AI + 3 % Mg400500(100)
360 500(140)
320 500(180)21,6350450(100)
AI + 6,4 %Mg 310 450(140)
270 450(180)16,216,116,1300^400(100)
AI + 12,5 %Mg 260 400(140)
220 400(180)11,811,711,6Al + 3 % Zn450 550(100)
400 550(150)
350 550(200)34,2СплавРежим ТЦО *
(А7\ °С)G,м/(Ом X
X мм2)430 530(100) 28,5
А! + 9,6 % Zn 380 530(150) 28,6
330 530(200) 28,7420:Al + 19,2 % Zn 370:
320:: 520(100) 22,1
: 520(150) 22,2
; 520(200) 22,7Al+6,3 % Si480 530(50) 24,2430 чЬ 530 (100) 24,1380 530(150) 24280=^ 530(250) 24* 10 циклов.480=^ 530(50) 16,1Al 4-20 5 °/ Si 430 530 (100) 15,9ai zu,o /„ si 380 ^ 530(150) 15,8280 ч* 530(250) 15,855
<1М?) *>ис' ®-22. Влияние числа циклов л
на электрическую проводимость G
и показатели наличия Si и Mg
в твердом растворе:25 1 — электрическая проводимость G;2 и 3 — концентрация С, 4 и 5 —
дисперсия a'2 Si н Mg20максимальной температуры
ограничивается температу-
15 рой эвтектики и опасностью
перегрева и пережога, то ми¬
нимальная температура в цикле может меняться в широком диапазоне.В табл. 2.2 приведены результаты исследований влияния температур¬
ного режима термоциклирования на электрическую проводимость некото¬
рых двойных алюминиевых сплавов.Как следует из табл. 2.2, расширение диапазона термоциклирования
способствует снижению электрической проводимости сплавов AI— Mg
и AI —Si, причем степень проявления этой закономерности растет с увели¬
чением количества легирующего элемента. Однако для некоторых спла¬
вов (Al + 6,4 % Mg, Al + 20,5% Si) по достижении определенного зна¬
чения минимальной температуры дальнейшее увеличение интервала ТЦО
не снижает электрической проводимости. Электрическая проводимость
сплавов AI — Zn с ростом интервала ТЦО в основном увеличивается.Для изучения влияния ТЦО на структуру трехкомпонентного сплава
был взят сплав AI — Mg — Si, содержащий 6,8 % Si, 0,32 % Mg, осталь¬
ное— AI (сплав АЛ9). В таком сплаве возможно наличие следующих
фаз: a-твердого раствора, кремния и соединения Mg2Si. Сплав является
дисперсионно-твердеющим, упрочнение которого достигается за счет
выделения из твердого раствора ультрадисперсных частиц фазы Mg2Si
в процессе искусственного старения. Как показали опыты, при термо¬
циклировании данного сплава по режиму 300^540 °С концентрация
и характер распределения кремния и магния меняются. С увеличением
продолжительности ТЦО концентрация элементов в твердом растворе по¬
вышается (рис. 2.22). При этом неоднородность распределения кремния
снижается, а магния практически не меняется. Электрическая проводи¬
мость изменяется подобно тому, как это имело место у двойных сплавов
алюминия с аналогичным содержанием кремния: на начальных стадиях
термоциклирования она падает, а затем с повышением числа циклов
заметно растет. Такое изменение электрической проводимости происходит
за счет перераспределения атомов, связанного с коалесценцией частиц
кремния при длительном термоциклировании.Таким образом, можно предположить, что при ТЦО многокомпо¬
нентного сплава до некоторой степени сохраняются закономерности
изменения свойств и структуры двойных сплавов алюминия с элемен¬
тами, составляющими данную систему (в частности, с кремнием).2.4. НАПРЯЖЕНИЯ И ДИСЛОКАЦИОННАЯ СТРУКТУРАПри нагреве и охлаждении в гетерогенном материале на границе
раздела фаз возникают внутренние напряжения. Для иллюстрации рас¬
смотрим сферическое включение кремния, окруженное матричной обо-56
Vhc. 2.23. Напряженное состояние на границе
раздела фаз, возникающее при действии внут¬
реннего н внешнего давленийтуры в матрице возникают тангенциаль- гное растяжение и радиальное сжа¬
тие а,. Для определения этих напряже¬
ний, вызванных разницей коэффициентовлочкой алюминия (рис. 2.23). Так как
аГд|> aTsi, то при изменении темпера-гтермического расширения в предполо¬
жении упругого деформирования алю¬
миния и кремния, использовали методику расчета напряженного состоя¬
ния, возникающего в сферическом теле при действии давлений [148].Радиальные и тангенциальные напряжения в точке, отстоящей на
расстоянии г от центра сферы, описываются следующими зависимо¬
стями:где рь и р„, Rb и R„ — соответственно давления и радиусы внутрен¬
ней и наружной сфер.В двухфазных алюминиево-кремниевых сплавах, например АЛ2,
САС-1 и др., среднее расстояние между частицами кремния равно 2—3 диаметрам частиц. Так как напряжения от сферической частицы убы¬
вают пропорционально 1/г3, то можно не учитывать наложение полей
напряжений от соседних частиц. В этом случае выражения для ради¬
альных и тангенциальных напряжений примут вид:Здесь рконт — давление на границе раздела двух фаз; Rsi— радиус
частицы кремния.При изменении температуры от to, при которой система находится
в ненапряженном состоянии, до температуры t\ свободное изменение
радиусов частицы кремния и алюминиевой матрицы составит:где At = to —1\.С другой стороны, возникающие термические напряжения вызывают
изменение размеров частиц кремния и матрицы:ста.РЛ-РХ (Рв~Рн)*в*н*2-* в r3(R3„-Rl)Рв*в-Р„^ (Рв-Р„)*в*нRl-Rl 2 r3(R3H-Rl)(2.1)(2.2)(2.3)ARSi — tfSi0 ^M'SiJ^KOHT
i p
cSiО М-Д1 ) Рконт
2£^ ‘(2.4)
Из условия совместности деформацийдлйР"-д/гт5Г=д/г8|+л/гА1/можно определить/W = (“rA|-“rsi) Ы (l + |xA|)/(2£A|)+(l + 2nsi)£sj ' <2-5)где Ем< (хд|, ESi, ц5|—соответственно модули Юнга и коэффициенты
Пуассона для алюминия и кремния. Зная рк0Нт, по формулам (2.2)
можно вычислить напряжения в двухфазном сплаве.Таким образом, полученная формула позволяет оценить уровень
напряжений, возникающих практически в любой двухфазной системе
при изменении температуры в заданном диапазоне при условии упругого
взаимодействия фаз. Так, по расчету при нагреве от 20 до 530 °С
в сплаве САС-1 возможно появление напряжений растяжения (до
250 МПа), намного превышающих предел текучести алюминиевой матри¬
цы, В реальном процессе картина выглядит иначе: изменение темпера¬
туры сопровождается релаксацией напряжений. Однако для прогноза
«температурных эффектов» целесообразно пользоваться данной формулой
при условии наличия информации о составляющих структуру фазах.Возникающие во время изменения температуры структурные на¬
пряжения во многом зависят от химического состава фаз. Если иметь
в виду бинарные алюминиевые сплавы, то структурные напряжения
должны повышаться адекватно увеличению разницы коэффициентов тер¬
мического расширения матрицы и второй фазы, а следовательно, за¬
висеть непосредственно от вводимых химических элементов; уровень на¬
пряжений должен повышаться в ряду Mg, Си, Ni, Si. В многоком¬
понентных сплавах можно наблюдать более сложную картину из-за
присутствия в структуре нескольких избыточных фаз, в том числе тройных
и более сложных интерметаллидов. Кроме того, возможно появление
напряжений за счет градиентов температуры, разориентировки зерен,
наличия текстуры и т. п.Выполненные исследования [18] по экспериментальному определению
структурных напряжений в сплавах AI —Si показали, что в полуцикле
нагрева напряжения сжатия на частицах кремния, имеющие место при
20 °С, понижаются в результате опережающего расширения алюминиевой
матрицы, коэффициент термического расширения которой примерно в4 раза больше, чем у кремния. По достижении температуры около
300 °С напряжения на кремнии становятся близкими к 0 и при дальней¬
шем нагреве до 530 °С почти не увеличиваются. Такой характер измене¬
ния напряжений свидетельствует о постоянной их релаксации при по¬
вышении температуры выше 300 °С за счет деформации алюминиевой
матрицы. При охлаждении наблюдается обратная картина: начиная
с температуры примерно 400 °С, напряжения сжатия на частицах кремния
растут, достигая при 20 °С значения, несколько большего, чем перво¬
начальное. Характер изменения напряжений в последующих циклах не
меняется, изменяются лишь остаточные напряжения, увеличиваясь в
первых четырех-пяти циклах.Наглядной иллюстрацией релаксации напряжений являются микро¬
рельефы, полученные при термоциклировании бинарного алюминиевого
сплава, содержащего 4,1 % Си, по режиму 340 ^ 540 °С непосредственно
в высокотемпературном микроскопе (рис. 2.24). Высокотемпературное
травление границ зерен в процессе нагрева от 20 °С наступило при тем-58
Рис. 2.24. Микрорельеф поверхности при максимальной (а) и минимальной (б) темпера¬
турах цикла, X 100:1—3 — соответственно один—три циклапературе приблизительно 450°С, и сразу же стал появляться микро¬
рельеф. Как видно, микрорельеф при максимальной температуре цикла
характеризует наличие однородного скольжения. При этом некоторые
границы зерен служат препятствиями при прохождении деформации из
зерна в зерно (из а в Ь), однако при благоприятной ориентировке зерен
относительно друг друга (зерен cud) происходит инициирование дефор¬
мации в соседнем. В процессе охлаждения заметное изменение микро¬
рельефа наблюдается до температуры примерно 450 °С, а именно дефор¬
мацией охватываются все новые участки. При дальнейшем охлаждении
до температуры 340 °С, характерный микрорельеф постепенно исчезает.
Это согласуется с данными, полученными при изучении напряжений в
сплавах AI — Si, у которых деформация алюминиевой матрицы при термо¬
циклировании имеет место при температуре выше 300 °С. При повторных
нагревах микрорельеф характеризуется наличием множественного сколь¬
жения.59
Рис. 2.25. Дислокационная структура, X 27 ООО: а — без ТО; 6—ТЦО (350 530 °С,10 циклов)Особенности изменения дислокационной структуры после ТЦО
изучали на сплавах алюминия с содержанием Si, % : 1; 6,3; 20,5. Плот¬
ность дислокаций определяли по методу «секущей», заключающемуся
в подсчете числа пересечений линии с индивидуальными дислокациями.
Плотность дислокаций p = 2NM/(2nRh), где N — число пересечений
окружности радиусом R с дислокациями; М — увеличение; h — толщина
прозрачного» слоя фольги, равная 2 ■ 10— 7 м.На рис. 2.25 представлена характерная дислокационная структура
сплава Al+1 % Si в исходном состоянии и после ТЦО. В алюминие¬
вой матрице дислокации распределены сравнительно равномерно по зерну,
их плотность составляет в среднем 3,6-1013 м-2. Дислокационная
структура слабо меняется при термоциклировании, но все же плотность
дислокаций увеличивается на 30—50 %. Следует отметить несколько боль¬
шую долю дислокационных пе¬
тель после ТЦО по сравнению
с исходным состоянием. Это
типичное следствие резкого пе¬
реохлаждения сплава, имею¬
щего место в последнем цикле.
При этом избыточные вакансии
вызывают наряду с «перепол¬
занием» краевых и образова¬
нием из винтовых дислокаций
дислокаций геликоидальной
формы, возникновение петель
Франка-Рида вакансионного
происхождения [232]. Незначи-Рис. 2.26. Дислокационная структура
сплава AI + 6,3% Si, X 26 00060
61Рис. 2.28. Дислокационная структура сплава AI + 6,3 % Si, Х36 ООО: а — 2 цикла (350 ^ 530 °С); 6 — 5 циклов; в — 15 циклов
Рис. 2.29. Дислокационная струк¬
тура вблизи кристалла кремния
(темное поле — край частицы),X 21 ОООтельное изменение в дисло¬
кационной структуре объяс¬
няется, по-видимому, исчез-
новением образующихся при
резком охлаждении в воде
(закалке) дислокаций за счет
их существенного переполза¬
ния и выхода на свободную
поверхность кристалла либо
на границы зерен. Это воз¬
можно, если дислокации в
материале преимущественно
краевые [232]. Наличие крае¬
вых дислокаций подтверж¬
дается практически полным
отсутствием после ТО гели¬
коидальных дислокаций, ко¬
торые обязательно образо¬
вались бы из винтовых в
условиях избытка вакансий.
Кроме того, отсутствие в
сплаве фаз с различными коэффициентами линейного расширения не при¬
водит к возникновению межфазных внутренних напряжений и деформа¬
ций при ТО и связанных с этим зарождением и размножением дислокаций.У сплава AI + 6,3% Si в исходном состоянии в структуре имеется
значительное число вторичных кристаллов кремния пластинчатой и глобу¬
лярной формы с размерами порядка 0,1—0,5 мкм, выделившихся из
твердого раствора в результате охлаждения сплава до комнатной темпе¬
ратуры после завершения процесса кристаллизации (рис. 2.26). Дис¬
локации распределены неравномерно и сосредоточены главным образом
около этих выделений. Под действием ТО вторичный кремний растворя¬
ется, а число дислокаций растет.После ТЦО средняя плотность дислокаций увеличивается почти в &
раз (от 2,2• 1013 до 1014 м-2.) Дислокации в матрице распределены
сравнительно равномерно (рис. 2.27, а). Кроме того, в структуре наблю¬
дается значительное число дислокаций, имеющих форму геликоидов;
(рис. 2.27,6), а также встречаются дислокационные скопления в виде
жгутов (рис. 2.27, в). Следует отметить, что на дислокационную струк-.
туру как при изотермической выдержке под закалку, так и при ТЦО
оказывает влияние разкое охлаждение в воде, имеющее место по завер¬
шении обработки. Поэтому общее число дислокаций, возможно, не¬
сколько завышено по сравнению с тем, которое может иметь место к
концу каждой операции.На рис. 2.28 показано изменение дислокационной структуры силумина
(Al+6,3% Si) по мере нарастания числа циклов [18]. На основа¬
нии полученных данных можно заключить, что при ТЦО происходит
последовательное накопление дислокаций от цикла к циклу. В связи с этим
необходимо отметить, что в полуцикле нагрева часть дислокаций анниги¬62
лирует. Однако, очевидно, не все дислокации из разряда «свежих» ис¬
чезают. Остается определенное их число, которое в конечном счете и
обусловливает общее повышение плотности дислокаций в процессе термо¬
циклирования. При термоциклировании с большим числом циклов (свы¬
ше 15) плотность дислокаций практически не меняется.Аналогичные результаты получены и для сплава, содержащего 20,5 %
Si. В результате электронно-микроскопического исследования тонких
фолы обнаружено [204], что после ТЦО в алюминиевой фазе вблизи
границы раздела фаз наблюдается дислокационная структура, характер¬
ная для металла, подвергнутого малой пластической деформации
(рис. 2.29). В этих местах число дислокаций в несколько раз больше,
чем в среднем по объему. Их плотность здесь может достигать (2ч-
-г-3) 10 м“2. Дислокации представляют собой короткие искривленные
петли со значительным числом порогов на них. Повышенная плотность
дислокаций вблизи частиц кремния является следствием пластической
деформации, реализуемой в матрице вблизи границы раздела фаз.Рис. 2.30. Структура стали 40ХН, Х250: а—горячедеформированное состояние; б —
после отжига; в — после нормализации; г— после СТЦО63
2.5. СРАВНИТЕЛЬНЫЙ АНАЛИЗ СТРУКТУРНЫХ ИЗМЕНЕНИИ
ПОСЛЕ ТЦО И СТАНДАРТНЫХ МЕТОДОВ ТОТак как внутренняя структура любого металла предопределяет его
свойства, то, сопоставляя структуры после различных способов ТО,
можно с достаточной степенью достоверности оценить качество полу¬
чаемого металла. Поэтому в данном параграфе приведены сведения
о структурных состояниях сталей, чугунов и сплавов на основе алюминия
после традиционных методов ТО (отжига, нормализации, закалки и
отпуска, закалки и старения) и ТЦО.Стали. На рис. 2.30 показаны структуры стали 40ХА. Горячеде-
формированная хромоникелевая сталь, ускоренно охлажденная, как пра¬
вило, имеет в структуре повышенное количество перлита и крупное
зерно. Причинами этого являются высокая температура нагрева перед де¬
формацией и последующее ускоренное охлаждение, когда обратное фазо-Рис. 2.31. Структура инструментальной стали У10А, Х750: а — горячекатаное состоя¬
ние; б — изотермический отжиг; в — маятниковый отжиг; г — СТЦО для получения зер¬
нистого перлита64
Рис. 2.32. Структура закаленной (а) и термоциклированной (б) стали 01Н18КЮМ5-ВД(ЭП637ВД), ХЮОвое превращение происходит при значительном переохлаждении аусте¬
нита вблизи эвтектоидной точки. Отжиг стали 40ХА измельчает зерно,
а нормализация несколько увеличивает перлитную составляющую в струк¬
туре. Только ТЦО по режиму ускоренного 5-кратного нагрева до темпе¬
ратуры на 30—50 °С выше точки Ad и последующего охлаждения на
воздухе до 600 °С (окончательное охлаждение на воздухе до температуры
окружающей среды) позволяет существенно измельчить структуру (в
500—1000 раз) и этим добиться улучшения ряда механических свойств.Сталь У10А после горячего деформирования и последующего охлаж¬
дения на воздухе имеет крупнозернистую структуру пластинчатого пер¬
лита (рис. 2.31, а). В таком состоянии сталь не может быть обра¬
ботана резанием — требуется отжиг для получения зернистого перлита.
Существуют два способа отжига: изотермический сфероидизирующий
отжиг с длительной выдержкой при постоянной температуре и «маятни¬
ковый» отжиг, когда производят кратковременные выдержки попеременно
выше и ниже температуры А\. В обоих случаях образование сферической
формы цементита происходит медленно—в течение 10 ч и более, а в
структуре остаются отдельные включения пластинчатого цементита
(рис. 2.31, б и е). В случае ТЦО в структуре образуется гомогенный зер¬
нистый перлит (рис. 2.31, г). Такая структура зернистого перлита дости¬
гается в результате 3-кратного ускоренного нагрева в печи до темпера¬
туры на 30—50 °С выше точки Асi, охлаждения на воздухе до темпера¬
туры 600—620 °С и последующего быстрого охлаждения в воде. Сталь
с такой структурой хорошо обрабатывается различными способами
резания, а после окончательной закалки и низкого отпуска имеет по¬
вышенную износостойкость.В п. 2.2 показано, как измельчается структура в высоколеги-5 В. Федкжин и др. 65
Рис. 2.33. Структура высокопрочного чугуна: а — отжиг для получения феррита, Х100;
6 — отжиг для получения феррита и перлита, X 100; виг — после цикла с быстрым ох¬
лаждением, ХЮО и Х500рованной мартенситостареющей стали 02Н18К12М5Т при ТЦО. Так же
происходит изменение структуры у стали 01Н18КЮМ5-ВД с той лишь
разницей, что эта сталь очищена от вредных примесей вакуумно¬
дуговым переплавом и поэтому при стандартной закалке имеет более
грубый мартенсит (рис. 2.32, а) с нулевым баллом зерна (очень крупно¬
зернистая структура), а после ТЦО измельчение зерен составляет 5—6
баллов (рис. 2.32, б). Режим термоциклической закалки состоит в 3-крат-
ном нагреве образцов до 1000 °С с последующим охлаждением на
воздухе. Образовавшийся при такой ТЦО мартенсит в основном «бес¬
структурный», т. е. без характерных игл мартенсита. Распад такого мар¬
тенсита при последующем старении при 510 °С в течение 3 ч и вы¬
деление из него вторичной фазы приводит (по сравнению с обычной
закалкой от 850 °С и таким же старением) к удвоению значений ударной
вязкости при сохранении прочности и твердости на прежнем высоком
уровне.66
Рис. 2.34. Структура высокопрочного чугуна, X 250: а — после графитизации, феррит-
ный чугун; б — после СТЦО феррнто-перлнтного чугуна; в — после СТЦО перлитного
чугуна; г — после СТЦО ферритного чугунаВысокопрочные чугуны (чугуны с шаровидным графитом). Такие
чугуны остаются по-прежнему перспективными материалами для машино¬
строения. Одновременно они наиболее сложны по своей внутренней при¬
роде. Поэтому их изучению уделено большое внимание по сравнению
с другими чугунами. Изделия из высокопрочного чугуна после литья под¬
вергают различным режимам отжига в целях получения нужной струк¬
туры металлической основы чугуна. В зависимости от температуры и вре¬
мени отжига получают ферритную или ферритно-перлитную структуру
(рис. 2.33, а и б). Во всех случаях разрушение начинается от графитных
включений — концентраторов деформаций и напряжений. При ТЦО с на¬
гревами на 5—10 °С выше точки Ас\ для стальной основы чугуна
и последующим охлаждением со скоростью больше чкр закалки в чугуне
можно получить структуру, показанную на рис. 2.33, в и г. В данном
случае глобули графита окутаны (окружены), как скорлупой, более
прочным бесструктурным мартенситом. Чугун с такой структурой закры-5*67
Рис. 2.35. Мнкроликвация Si в структуре высокопрочного чугуна, X 450: а — исходное
состояние (до ТО); б — изотермический отжиг; в — НТЦО ферритно-перлитного чугуна;
г — НТЦО ферритного чугунатого, изолированного графита разрушается с большей затратой энергии.
Трещины возникают чаще в местах между графитовыми включениями,
а не на их границе с металлической матрицей. Следует, однако, за¬
метить, что такую структуру легко получить вблизи поверхности детали,
а технология ТЦО оказывается прецезионной. Проще, если СТЦО высо¬
копрочного чугуна вести до получения структуры сорбитообразного пер¬
лита путем перестройки имеющегося в сплаве перлита. На рис. 2.33, б и
в показаны структуры, полученные аналогично ТЦО стали У10А. В этом
случае правомерно ожидать увеличения работы разрушения чугуна,
т. е. повышения его работоспособности — конструктивной прочности.Для того чтобы глобулярный графит был окружен перлитом (а не
ферритом, как обычно), необходимо при СТЦО в интервале темпера¬
тур 620—650^t 800 — 810 °С предусмотреть, чтобы скорость охлаждений
была больше скорости нагревов, но не более критической скорости
закалки. На рис. 2.34, а иг приведены структуры ферритного ВЧ68
до и после ТЦО указанным способом. Ясно, что более прочный
перлит вокруг графитных включений лучше сопротивляется зарождению
там трещин, чем высококремнистый феррит. Такое благоприятное из¬
менение в структуре можно использовать, когда это необходимо.Значимым компонентом в химическом составе чугунов вообще, в том
числе и высокопрочных, является кремний. Он ускоряет графитизацию
цементита. Поэтому там, где меньше углерода, обычно больше кремния.
Специальным горячим травлением шлифов в растворе пикрата натрия вы¬
является ликвационная структура (распределение) кремния в высоко¬
прочном чугуне. На рис. 2.35, а показано, что наибольшее количество
Si в литом (исходном) состоянии находится в участках, прилегающих
к графиту. Эта микроликвация сохраняется после непродолжительного
отжига (рис. 2.35,6). В результате ТЦО ферритно-перлитного (рис.
2.35, в) и ферритного (рис. 2.35, г) чугунов микроликвация становится
обратной, что обеспечивает диффузию углерода из графитовых включе¬
ний в глубь металлической основы чугуна.Si,%69
Выявленное распределение Si в структуре высокопрочного чугуна
металлографическим методом подтверждено и методом рентгеноструктур¬
ного фазового анализа. На рис. 2.36 и 2.37 приведены результаты
исследований структуры высокопрочного чугуна в литом состоянии и после
ТО, выполненных с помощью рентгеновского микроанализатора МАР-1М.Как уже отмечалось, структурно-чувствительной характеристикой лю¬
бого металлического материала является фон внутреннего трения
(табл. 2.3).Таблица 2.3. Изменение затухания ультразвуковых колебаний и упругости
в сталях 40ХА и У10А после СТЦОМатериал, ТО<?Ф ' • 101VIV,£• 105G-105м/сМПаСталь 40ХА, отжиг65,3592732412,06260,82340,26Сталь 40ХА, ТЦО — 9 цик¬
ловСталь У10А:86,9599832642,09760,82820,28исходное состояние61,7592432032,05080,79920,29ТЦО — 3 цикла64,6598632542,08790,81590,3ТЦО — 4 цикла64,5596532202,0710,80130,295Величины <?ф 1 стали 45 и двух марок высокопрочного чугуна после
отжига и ТЦО приведены ниже:Сталь 45 ВЧ 50-2 ВЧ 45-5Отжиг 0,0681310 0,0695029 0,0732152ТЦО . 0,0707083 0,0836071 0,0855400На основании данных по фону внутреннего трения и характери¬
стик упругости с учетом анализа структурных состояний сплавов можно
утверждать следующее.1. ТЦО конструкционной стали 40ХА приводит к увеличению
почти на 30 %, что свидетельствует об увеличении плотности дислока¬
ций, дроблении зерен и субзерен. Это увеличивает рассеяние энергии
при распространении ультразвуковых колебаний. Дробление зерен и суб¬
зерен при ТЦО приводит к ускорению релаксационных процессов и сни¬
жению остаточных внутренних напряжений второго рода. Увеличение
коэффициента Пуассона после ТЦО связано с упрочнением металла в
области упругих напряжений. Несмотря на увеличение числа протяжен¬
ных линейных дефектов структуры (линейных дислокаций и границ зе¬
рен), металл имеет более плотное и упорядоченное состояние. Об этом
свидетельствует рост скоростей продольных vt и поперечных vt ультра¬
звуковых колебаний.2. ТЦО инструментальной углеродистой стали У10А приводит к росту
<?Ф 1 примерно на 5%. Это значение более чем в 2 раза превосходит
ошибку эксперимента. Следовательно, можно предположить, что при тер-
моциклировании происходят превращения, вызванные иными причинами,
чем действующими, например, при отжиге и ТЦО для получения
зернистого перлита приводят практически к аналогичным структурам вто¬
ричной фазы (цементита). Однако пути достижения результата действи¬
тельно различны не только по способу термического воздействия на ме¬
талл, но и по механизму структурообразования.70
3. Существенное изменение 1 в результате ТЦО высокопрочных
чугунов связано с большими изменениями в структуре: измельчение
зерна, сфероидизация цементита, графитизация и перераспределение
основных легирующих элементов, в частности кремния.Описанный анализ структурных состояний некоторых сталей и
высокопрочного чугуна после ТЦО в сравнении с методами ТО, извест¬
ными ранее, не является полным и всесторонним. Однако приведенные
структуры и другие данные показывают основные отличия структур
сплавов на основе железа, обработанных по обычному методу с изотер¬
мическими выдержками и по методу ТЦО (нестационарный). Ясно,
что значительным различиям в структурах соответствует существенная
разница в механических и физических свойствах черных металлов.Алюминиевые сплавы. Для сравнительной оценки влияния ТЦО на
процесс растворения избыточных фаз исследовали структуру алюминие¬
вых сплавов в литом, закаленном и термоциклироваииом состояниях
[158). При этом содержание элементов в твердом растворе контролиро¬
вали с помощью микрорентгеноспектрального анализа и по изменению
электрической проводимости. В табл. 2.4 и 2.5 представлены режимы ТО
и показатели, характеризующие степень растворения легирующих элемен¬
тов в твердом растворе алюминиевых сплавов.Таблица 2.4. Влияние способа ТО на электрическую проводимость бинарныхалюминиевых сплавовБез ТОЗакалка *ТЦО *Сплава,Режима.G,м/(ОмХ
X ммг)Г, "СВыдерж¬
ка, чм/(ОмХ
Хмм2)Режим, °Сm/(OmX
X мм2)А1+1 % Si31,155301,2530,15350 чь 530312,4229,230,8AI + 3% Si22,25301,2522,25350 53020,52,4223,6522,4AI + 20,5 % Si17,755301,2516350 чь 53015,62,4216,716AI+8% Mg32,25301,132,1390 ч*: 53032,152,1532,1532,15AI + 4 % Mg16,654500,7515,8310 45016,151,4215,716,1AI + 12,5 % Mg11,84000,8511,5260 zgt 40011,751,6511,311,55AI + 3 % Zn33,755601,433,65390 56033,72,7533,633,65AI + 7,7 % Zn28,95501,429,25380 55028,952,7529,0528,8A1 + 19,2 % Zn21,75201,1523,20350^*52022,22,223,122,4* В числителе приведены данные, полученные при выдержке, соответствующей времени10 циклов, в знаменателе — 20.71
Таблица 2.5. Концентрация химических элементов в твердом растворе бинар¬
ных алюминиевых сплавовСплавБез ТОЗакалка *ТЦО *Средняя кон¬
центрация
элемента в
твердом рас¬
творе, %Дисперсия
средней кон¬
центрацииСредняя кон¬
центрация
элемента в
твердом рас-
творе, %Дисперсия
средней кон¬
центрацииСредняя кон¬
центрация
элемента в
твердом рас¬
творе, %Дисперсия
средней кон¬
центрацииAl + 1 % Si0,770,232AI +9,3 % Si0,920,289AI + 20,5 % Si0,650,272Al + 0,8 % Mg0,690,181AI +6,4 % Mg3,310,738AI + 12,5 % Mg8,922,765AI + 3 % Zn2,770,521AI + 7,7 % Zn7,450,548AI + 19,2 % Zn17,24,50,90,050,770,11,050Д70J90,130,910,051,010,070,840,11,140,050,780,121,120,050J60061,230,060,750,080,640,10,770,070,790,086,10,524,80,446,40,455,40,48121,279,51,4112,51,069,71,142,840,282,920,452,850,262,960,467,530,477,430,327,680,427,410,2916,10,915,51,517,21,316,70,85* Режимы обработки см. в табл. 2.4.В сплавах AI — Si под действием ТО происходят уменьшение элек¬
трической проводимости, неоднородности распределения кремния в твер¬
дом растворе, увеличение концентрации твердого раствора. Сопоставле¬
ние влияния закалки и ТЦО на эти характеристики показывает, что
для сплавов, содержащих кремний выше его предельной растворимости
в алюминии, эффект от ТЦО значительно больше, чем от закалки. Для
сплава с содержанием 1 % Si, наоборот, после закалки электрическая
проводимость ниже, а концентрация твердого раствора и равномер¬
ность распределения кремния в нем выше, чем после ТЦО. На рис. 2.38—
2.40 представлены гистограммы и полигоны распределения легирующих
элементов в бинарных алюминиевых сплавах. По оси ординат отложена
частота повторения концентрации элементов N, выраженная в процен¬
тах. Для твердого раствора после ТЦО наиболее характерно состояние,
при котором центр тяжести полигона распределения элементов по
сравнению с исходным состоянием смещается в сторону повышенных
значений концентрации. Для магния и цинка у закаленного материала
это смещение выражено в большей степени, чем у термоциклирован-
ного. Обратная картина наблюдается для сплава с кремнием: центр
тяжести полигона после ТЦО резко смещается в область больших72
20if
ггГП I nviио20shorhoгоъшА**гов)N,%60НО20о ojo2ommo.io№um№KAРис. 2.38. Гйстограммы и полигоны рас- Рис. 2.39. Гистограммы и полигоны рас¬
пределения SI в твердом растворе сплава пределення Mg в твердом растворе сплава
AI + 20,5% SI: а — без ТО; б н в — со- Al + I2,5% Mg: а — без термообработки;
ответственно после закалки и ТЦО бив — соответственно после закалкии ТЦОконцентраций, чего нет после закалки. Обнаруженные закономерности
свидетельствуют о том, что в сплавах с магнием и цинком действие
факторов, ускоряющих диффузию при ТЦО, в результате небольшой
разницы в коэффициентах термического расширения, составляющих
структуру фаз, значительно ослаблено. При этом средний уровень темпе¬
ратуры при ТЦО ниже, чем при закалке. В этом случае скорость
диффузии при высокотемпературной выдержке выше, что и предопреде¬
ляет преимущество изотермической выдержки под закалку.Исследования показали, что в алюминиево-кремниевых сплавах в ре¬
зультате увеличения диффузионной подвижности атомов кремния при
ТЦО происходят значительное измельчение и сфероидизация эвтекти¬
ческого кремния (рис. 2.41). Закалка с выдержкой, равной времени
20 циклов, не приводит к существенным изменениям в структуре: наряду
с незначительным округлением некоторых кристаллов в эвтектике сохра¬
няются острые иглы кремния. После ТЦО кристаллы кремния измель¬
чаются и принимают округлую форму. .
Сопоставление результатов ТО
тройного сплава AI—Mg—Si показы¬
вает, что средняя концентрация крем¬
ния и магния в твердом растворе
выше после ТЦО, чем после закалки
(табл. 2.6). Дисперсия средней кон¬
центрации кремния в сопоставимых
случаях меньше после ТЦО, а маг¬
ния — в обоих состояниях примерно
одинакова.Неоднородность концентрации хи¬
мических элементов в твердом раст¬
воре характеризуют также гисто¬
граммы распределения (рис. 2.42).
После ТЦО центр тяжести полигона
распределения для кремния и магния
по сравнению с исходным состоянием
смещается в сторону более высоких
значений концентрации. У закален¬
ного материала это смещение выра¬
жено меньше.Сравнительный анализ дислокаци¬
онной структуры показал, что послео)20г1ГН1Т1тгкп-^40,гоNX20i i | | | | | |a sen 1213» 151617 S1Bm2№m25®Z?Zh,%Рис. 2.40. Гистограммы и полигоны распре¬
делении Zn в твердом растворе сплава
Al + 19,5% Zn: а — без термообработки;
б и в — соответственно после закалки и
ТЦОРис. 2.41. Сканограммы эвтектики
сплава AI + 20,5% Si, Х660: а — без
ТО; б и в — соответственно после за¬
калки и ТЦО74
Таблица 2.6. Электрическая проводимость и концентрация химических
элементов в твердом растворе сплава AI + 6,8 % Si +0,32 % MgТОРежим ТОЭлектриче¬
ская проводи¬
мость,
м/(Ом - мм2)Средняя кон¬
це нтрация
кремния, %Дисперсия
средней кон¬
центрации
кремнияСредняя кон¬
центрация
магния, %Дисперсия
средней кон¬
центрации
магнияБез ТО—27,40,690,260,230,06Температура 540°,22,40,910,180,250,07Закалка*выдержка 0,45 ч
Температура 540°,
выдержка 0,75 ч21,81,050,120,260,1ТЦО300^540 °С (10
циклов)221,010,10,250,06300^540 °С (2021,61,210,090,290,1циклов)* Время выдержки под закалку соответствует времени 10 и 20 циклов.закалки дислокации преимущественно выпрямлены и распределены в алю¬
миниевой матрице неравномерно (рис. 2.43). В структуре часто встре¬
чаются бездислокационные поля. В табл. 2.7 приведены значения средней
плотности дислокаций сплавов алюминия с кремнием в сопоставимых
вариантах [159].Полученные экспериментальные данные позволяют судить об особен¬
ностях процессов, протекающих при ТЦО. Отсутствие выдержки, а также
непрерывный нагрев и охлаждение материала во время обработки создают
специфические условия для диффузии примесных атомов. У бинарных
алюминиевых сплавов эффект от термоциклирования различен. Общим
для всех является повышение и выравнивание концентрации химических
элементов в твердом растворе. Вместе с тем повышение глубины раст¬
ворения при ТЦО по сравнению с изотермической выдержкой под закалку
происходит лишь у сплавов с кремнием при концентрациях кремния
выше его предельной растворимости в алюминии, т. е. при избытке
кремния.Более эффективное влияние ТЦО на алюминиево-кремниевые сплавы
по сравнению с закалкой происходит в результате действия механизма,,
обусловленного большим различием коэффициентов линейного расшире¬
ния твердого раствора, среднее значение которого при 20—577 °С состав¬
ляет 28-10_6оС~| [57], и кремния, среднее значение которого при 15—
1000 °С — 6,95-10 °С~' [200]. Причем следует ожидать максимальных
значений напряжений в приграничных с частицами кремния областях
твердого раствора и их снижения по мере удаления от них. Таким образом,
возникающие в процессе ТЦО структурные напряжения способствуют
протеканию пластической деформации в алюминиевой матрице и, как
следствие,— повышению плотности дислокаций. При этом наблюдается
некоторая локализация пластической деформации вблизи границы раз¬
дела фаз. Признаком этого является повышенная плотность дислокаций
в алюминиевой матрице вблизи частиц кремния по сравнению с внутри-
объемной плотностью.75
20Гъ.О 0,1 0.2ajOAO,50fiO,ma$1fii11,2 %d1ASi,%%020Об)60№20Пч\кL[к%%но20ко тц2о.заттш%%Рис, 2.42, Гистограммы и полигоны распределения SI и Mg в твердом растворе сплава
AI + 6,8 % Si + 0,32% Mg: а — вез ТО; б и в — соответственно после закалки и ТЦОТаблица 2.7. Средняя плотностьРис. 2.43, Дислокационная структура
сплава AI + 6,3 % Si после закалки,
Х26 ОООдислокацийсплавах дои после ТОСплавТОСредняяПЛОТНОСТЬдислокаций
р ■ 10 ^13, м ^ 2AI + 1% SiБез ТОЗакалкаТЦО3.6 + 0,274.7 + 0,19
5,4 ±0,15А! +6,3% SiБез ТО
Закалка
ТЦО2.2 + 0,437.3 ±0,33
10 + 0Л 2At+20,5% SiБез ТОЗакалкаТЦО3.7 ±0,374.8 ±0,25
8,1 +0,187fi
В среднем в алюминиевой матрице распределение дислокаций после
ТЦО сравнительно равномерное, а их плотность в несколько раз выше,
чем после закалки. Это обстоятельство оказывает положительное влия¬
ние на свойства и прежде всего на прочность. Кроме того, равномер¬
ное распределение дислокаций создает благоприятные условия для рас¬
пада твердого раствора в процессе старения, следующего обычно за
высокотемпературной обработкой.Отсутствие преимуществ в скорости и глубине растворения при ТЦО
в сплавах с содержанием кремния ниже его предела растворимости
в алюминии объясняется тем, что при первых циклах почти весь избы¬
точный кремний растворяется и вышеописанный механизм не получает
должного развития. При сравнительно невысоких скоростях нагрева и ох¬
лаждения в циклах (0,8—1,5°С/с) и небольших сечениях образцов
трудно ожидать наличия сколько-нибудь значительных термических на¬
пряжений. Поэтому ответственными за ускорение диффузии, очевидно,
следует считать структурные напряжения.В сплавах AI—Zn уже в начале термоциклирования происходит
значительное растворение избыточных фаз и структурные напряжения,
непрерывно понижаясь, ослабляют свое действие. Более быстрое по срав¬
нению с ТЦО растворение fS-фазы при выдержке под закалку для
сплавов AI—Mg объясняется тем, что в условиях почти полного от¬
сутствия структурных напряжений в сплаве скорость диффузии при
закалке выше, чем при ТЦО, так как выдержку под закалку про¬
водили при максимальной температуре цикла. Металл в данном случае
значительно дольше находился при этой температуре, чем во время ТЦО,
к тому же средний уровень температуры при ТЦО существенно ниже,
чем при выдержке под закалку.У сплавов трехкомпонентной системы (AI—Si — Mg) показатели диф¬
фузии и структура свидетельствуют о преимуществе ТЦО по сравне¬
нию с закалкой. Такой эффект в основном получен благодаря присутст¬
вию в структуре сплава кристаллов кремния и Mg2Si, коэффициент
линейного расширения которых значительно отличается от алюминия.Анализ структурного состояния после НТЦО выполнен для сплавов
AI — Si — Mg и AI—Mg—Zn, обладающих эффектом дисперсионного
твердения при старении [92]. Для этой цели использовали метод внутрен¬
него трения. Мерой внутреннего трения служил декремент колебаний
6 = ДW/W, где ДW — потеря энергии за цикл; W — энергия, подводи¬
мая к образцу. Декремент измеряли методом счета импульсов зату¬
хающих колебаний свободно подвешенного в узловых точках образца
при уменьшении амплитуды изгибных колебаний в 2 раза.Амплитудные зависимости после НТЦО и стандартной обработки
(Т1) со временем старения, равным времени термоциклирования, изо¬
бражены на рис. 2.44 и 2.45. Сравнение амплитудных зависимостей
показывает, что после НТЦО кривые сдвинуты в сторону больших
амплитуд деформации в сравнении с образцами, обработанными по
стандартной технологии. Гистерезис внутреннего трения после НТЦО
также больше, чем после Т1. Значение критической амплитуды дефор¬
мации Ki [179], которая характеризует процесс размножения и движения
дислокаций в твердом растворе, в связи с чем ее называют физическим
пределом текучести, в 1,75 раза у сплава AI—Mg — Si и в 1,6 раза у спла¬
ва AI—Mg — Zn больше у образцов после НТЦО, чем после Т1.Больший гистерезис после НТЦО свидетельствует о значительном
закреплении дислокаций атмосферами примесей. Количественно гистере-
т20010s}i\Jf> Г2-Ei !«»10 3я/ь2 ——izS.(Ii$Ряс. 2.44. Зависимость декремента б от Рис. 2.45. Зависимость декремента 8 отамплитуды колебаний е для сплава AI+ амплитуды колебаний е для сплава AI ++0,6 % Mg+0,9 % Si (CAB): +0,55 % Mg + 0,95 % Zn;/—после искусственного старения / — после искусственного старения (120 “С,(160 “С, 30 мни); 2 — после НТЦО (10 цик- 30 мкн); 2 — после НТЦО (10 циклов,лов, 20 5fc 160 °С) 20<£ 120 °С)зис согласно работе [233] можно определить из соотношения (ei — ег) /еа»
где ei — критическая амплитуда амплитудной зависимости возрастания,
а г-2 — критическая амплитуда амплитудной зависимости убывания. Для
искусственно состаренных образцов это значение близко к нулю (0,05).
После термоциклирования для сплава А1 — Mg — Si эта величина равна
примерно 0,6, для сплава А1 — Mg— Zn примерно 0,4! Таким образом,
полученные результаты свидетельствуют в пользу НТЦО по сравнению
с искусственным старением, так как НТЦО способствует более силь¬
ному закреплению дислокаций атмосферами примесей и, как следствие,
переводит материал в более высокопрочное состояние.Обнаруженные закономерности доказывают то, что ТЦО значительно
улучшает структуру сплавов черных и цветных металлов; измельчает
и сфероидизирует фазы; способствует более полному и равномерному
растворению химических элементов в твердом растворе, повышает плот¬
ность дислокаций; приводит к дроблению зерен и субзерен.2.6. ФРАКТОГРАФИЯ ИЗЛОМОВВид излома любого металла характеризует не только его сопротив¬
ляемость разрушению, но и показывает механизм зарождения и рас¬
пространения трещин, а также источник их возникновения при деформа¬
ции. Поэтому при изучении свойств металлов и оценке эффективности
той или иной технологии большое значение имеют фрактографические
исследования поверхностей изломов.Хрупкий и вязкий излом легко обнаружить под световым микро¬
скопом с небольшим увеличением. Однако наибольшую информацию
можно получить при использовании растрового электронного микро¬
скопа, имеющего большую глубину резкости (фокусное расстояние) и
возможность плавного увеличения изображения. Фрактограммы изломов
до и после ТЦО различных металлов и сплавов получены на растровых78
Рис. 2.47. Фрактограммы изломов стали 15Х2НФА после ТЦО: а—г — соответственно X 130, 400, 1300, 4000
ОООРис. 2.48. Фрактограммы отожженной стали 40Х: а—г — соответственно Х130, 400, 1300, 4000ш шЩеШ fcst? ШШШш*Рис. 2.49. Фрактограммы стали после ТЦО: а—г — соответственно X 130, 400, 1300, 4000
Рис. 2.50. Фрактограммы стали 40Х после ТЦО, разрушение при —40 СС: а—г — соответ¬
ственно Х130, 400, 1300, 4000электронных микроскопах «Комебакс» и PSEM-500 фирмы «Филипс».
Анализ фрактограмм показал влияние ТЦО на вязкость разрушения.
Малоуглеродистая сталь 15Х2НМА достаточно вязко разрушается
после всех видов ТО: закалки и отпуска, нормализации и отжига. Однако
применение этой стали для изготовления ответственных деталей машин
требует увеличения ударной вязкости и снижения критической темпе¬
ратуры хрупкости, что достигается ТЦО. Режим ТЦО и полученные
значения механических свойств будут приведены в последующих главах.
В этом параграфе сопоставим только фрактограммы изломов стали
после традиционного улучшения (рис. 2.46), т. е. после закалки и вы¬
сокого отпуска, и после ТЦО (рис. 2.47).На рис. 2.46 видно, что разрушение вязкохрупкое транскристал-
литное с элементами среза, о чем свидетельствует незавершенность6 В. Федюкин и др.81
Рис. 2.51. Фрактограммы стали I4XI7H2: а — после традиционной ТО, Х130; б — послеТЦО, Х400формирования чашек, свойственных вязкому излому. Доля хрупкой со¬
ставляющей в изломе 60—70 %, которая состоит из совокупности микро-
и квазисколов с размерами фасеток 80—200 мкм. Большая глубина
впадин рельефа свидетельствует о том, что работа разрушения об¬
разцов, несмотря на наличие большой доли хрупкой составляющей,
значительна.Разрушение стали 15Х2НФА после оптимального режима ТЦО вяз¬
кое (рис. 2.47). Характер излома типично чашечный, образующийся
в результате зарождения, роста и слияния микропор. Чаще всего при
вязком изломе микропоры образуются у частиц второй фазы (карби¬
дов), что видно на фрактограммах. Зерна вторичной фазы расположены
внутри чашек, на их дне. Так как при ТЦО частицы вторичных фаз
измельчаются, то центров зарождения микропор в стали очень много.
Поэтому возрастает поглощение энергии разрушения на зарождение
множества микротрещин до их слияния в трещину разрушения (маги¬
стральную трещину). Это подтверждается результатами механических
испытаний на ударную вязкость: ТЦО всегда увеличивает работу за¬
рождения трещины А3. Кроме того, распространение трещины в таком
вязком материале вызывает большую равномерную деформацию разру¬
шаемого образца, что требует значительных энергетических затрат.Выявленное на фрактограммах изменение в характере изломов стали
15Х2НФА в результате ТЦО хорошо согласуется с данными, получен¬
ными другими методами анализа, а также с результатами механи¬
ческих испытаний.На рис. 2.48 приведены фрактограммы отожженной стали 40Х. Видно,
что излом, преимущественно хрупкий, меж- и транскристаллитный про¬
исходит по механизму скола. Такое разрушение обусловлено охрупчи¬
ванием стали при отжиге, а именно тепловой и отпускной хрупкостью.
В результате ТЦО у стали 40Х меняется характер разрушения на пол-82
Рис. 2.52. Фрактограммы сплава порошкового вольфрама и стали: а и б — отжиг, Х130
и Х400; виг — после ТЦО, X 130 и Х400ностью вязкий, чашечный. Не случайно поэтому ударная вязкость воз¬
растает в 3—4 раза, а испытуемые образцы часто не разушаются, а только
деформируются. На рис. 2.49. видно, что сталь 40Х в результате ТЦО
.становится абсолютно вязкой, без хрупкой составляющей в изломе.Повышение вязкости разрушения стали 40Х в результате ТЦО сни¬
жает температуру перехода в хрупкое состояние на 20—30 °С. Поэтому
были проведены испытания образцов из стали 40Х, подвергнуты^ ТЦО
на повышенную вязкость, при температуре —40 °С. Фрактограммы из¬
ломов этих образцов приведены на рис. 2.50. Из фрактограмм видно,
что и при этой температуре излом еще сохраняет вязкохрупкий ха¬
рактер. Однако такое понижение температуры изменяет механизм раз¬
рушения от меж- и транскристаллитного в отожженном состоянии (см.
рис. 2.48, а) к транскристаллитному с элементами квазискола. Это
свидетельствует о том, что при пониженных температурах сталь 40Х83
о=Jн!ISI84
после ТЦО обладает значительным запасом внутренней энергии и хорошо
сопротивляется разрушению.Высокопрочная сталь 14Х17Н2 мартенситно-ферритного класса со спе¬
циальными физико-механическими свойствами имеет тот недостаток, что
после обычной закалки от 975—1040 °С в масле и отпуска при 275—
350 °С обладает малой пластичностью и вязкостью. В целях повышения
пластичности данную сталь подвергали соответствующей ТЦО. В ре¬
зультате этой обработки ударная вязкость возрастала, а фрактографиче-
ские исследования показали, что при испытаниях разрушение стали
изменялось от хрупкого к вязкому (рис. 2.51).Представляет интерес разрушение порошкового сплава, получаемого
путем оплавления связующего материала. Таким сплавом является ком¬
позит порошкового вольфрама и связующей аустенитной никелевой
стали. Разрушение порошкового сплава идет в основном по связующей
стали. На рис. 2.52, а и в видны очаги значительной пластической
деформации. При увеличении фрактографических снимков в 400 раз
заметна разница в изломах отожженного и термоциклированного образ¬
цов. В случае отжига разрушение связующей составляющей более
хрупкое, чем после ТЦО (рис. 2.52,6 и г). Этим объясняется увели¬
чение ударной вязкости от 8 до 40 кДж/м2.Аналогичное влияние ТЦО на характер изломов обнаружено у ли¬
тейных алюминиевых сплавов, в частности у алюминиево-кремниевого
сплава АЛ2. Механизм разрушения при одних и тех же условиях
испытания меняется в зависимости от дисперсности кремния. В исходном
(литом) и обработанном по режиму Тб состояниях разрушение пред¬
ставляет собой типичный транскристаллитный хрупкий излом (рис. 2.53).
В образцах после ТЦО излом соответствует вязкохрупкому разрушению
с мелкими фасетками. Структура излома носит смешанный характер —
«чашечная» плюс разрушение по кремнию — хрупкий «ручьистый» излом.Таким образом, в результате ТЦО различных сплавов характер
разрушений изменяется в сторону увеличения вязкой составляющей в
изломах.Глава 3ВЛИЯНИЕ ТЦО
НА ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
ЧЕРНЫХ МЕТАЛЛОВПростые углеродистые стали широко распространены, а процессы, про¬
исходящие в них при фазовых и структурных превращениях, хорошо
изучены. Поэтому первоначально исследовали влияние ТЦО на структуру
и механические свойства нелегированных мало- и среднеуглеродистых
конструкционных сталей в режимах средне- и высокотемпературной
ТЦО.85
3.1. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА НЕЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙПОСЛЕ ТЦОСреднетемпературная ТЦО (СТЦО). Такая обработка предназначена для
получения сверхмелкозернистой структуры стали и состоит в ускоренном3-х — 6-кратном нагреве в печи до температур на 30—50 °С выше
точки АС1 и охлаждении до температур ниже точки Аг\ со скоростью,
приводящей к превращению аустенита в смесь феррита и перлита (т. е.
на воздухе). Малоуглеродистые конструкционные стали, содержащие до
0.3 % углерода, в результате СТЦО по режиму 5- и 6-кратного нагрева
до 800 °С и охлаждения на воздухе претерпевают существенные струк¬
турные изменения. На рис. 3.1 показано измельчение зерна в стали
после СТЦО.Испытания по определению основных механических характеристик
показали, что, например, СТЦО сталей 10 и 20 повышает удельную
работу разрушения не менее чем на 50 % за счет увеличения вязкости.
Такая добавочная «сверхпластичность» способна увеличить обрабаты¬
ваемость сталей давлением при комнатных температурах: возрастает
штампуемость с глубокой. вытяжкой металла и т. д. В работе [212]
показано, что если произвести 2-кратную СТЦО с нагревами стали в печи
(в печи 800—900 °С) до температуры точки Act и последующими охлаж¬
дениями на воздухе до 500 °С, а потом произвести низкотемпера¬
турный отпуск при 200 °С в течение 10 ч, то получается измельчен¬
ная структура. Сталь с такой структурой имеет обычно высокие
значения характеристик пластичности и ударной вязкости.В процессе производства листового проката из малоуглеродистой
стали на Магнитогорском металлургическом комбинате выпущена опыт¬
ная партия листового проката для точной вырубки деталей на прессах
КамАЗа. Листы толщиной 6—8 мм подвергали 2-кратному нагреву до
740—760 °С в прохладной печи; промежуточное охлаждение до 500 °С,
окончательное — до 20 °С на воздухе. Далее производили высокотемпера-Рис. 3.1. Структура стали 20J1 после отжига (а) и СТЦО (б), Х32086
турный отпуск при 630—670 °С. Масса садки в печь 80 т. Проведенные
на КамАЗе испытания металла путем чистовой вырубки деталей авто¬
мобилей показали, что технология СТЦО обеспечивает требуемое ка¬
чество вырубки и позволяет отказаться от импортных поставок аналогич¬
ной малоуглеродистой стали.В исследовании, выполненном на лабораторной установке, изучали
влияние СТЦО на механические свойства малоуглеродистой стали
СтЗкп следующего химического состава (массовая доля элементов,
%): 0,14 С, 0,37 Мп, 0,17 Si, 0,1 Сг. Задача исследования заклю¬
чалась в определении оптимального технологического режима СТЦО
в условиях печного нагрева в целях одновременного максимального
повышения характеристик прочности и пластичности. Установлено, что
оптимальной СТЦО является режим при следующих параметрах:
ЧнагР = 2 °С/с, t)0XJI = 5 °С/с, 7'нагр = 900 °С, пор,=3. При этом механические
свойства стали:о., МПа О0.2, МПа 6, % ф, %Состояние поставки . 408 250 21 68После СТЦО ... 655 537 19,5 75Влияние СТЦО на структуру и механические свойства литой стали
20Л изучено в работе [41]. Размер зерна в сталях при СТЦО был
доведен до 5—11 мкм (11 —12 баллов). Этим авторы объясняют
резкое увеличение вязкости разрушения, трещиностойкости в результате
проведения СТЦО. Основные механические свойства литой стали после
различных ТО приведены в табл. 3.1.Следует заметить, что основным недостатком литых сталей является
их низкая хладостойкость. Использование СТЦО существенно снижает
критическую температуру перехода сталей в хладноломкое состояние.Наиболее структурно-чувствительной характеристикой механических
свойств является ударная вязкость. Поэтому поиск оптимального режимаТаблица 3.1. Механические свойства стали 20J1 после различных ТОТО<*0.2Он6’fТ'кро.а.°СРазмер
зерна d,
ммМПа°//оНормализация (900 °С)2705802037+ ю0,05Нормализация (1100 °С), за¬2905202355-100,01калка (940 °С), отпуск (600 °С)СТЦО3305302460-400,008Таблица 3.2. Ударная вязкость KCU, (Дж/см2) после СТЦО с различнымчислом цикловМаркасталиЧисло циклов01234567891030160210250280300320 *325 *330 *330 *330 *406085105120130140140135———6050708090100110111115———* Образцыне имели окончательного долома.87
KOU, Д/к/см1О Z и 6 8 пРнс. 3.2. Влияние числа термоциклов п
на ударную вязкость KCU стали 40Рнс. 3.3. Зависимость ударной вязкости
КСU от температуры Т испытаний ста¬
ли 40:/ — после нормализации; 2 — после СТЦОСТЦО эффективно осуществлять, определяя и анализируя значения
ударной вязкости. Увеличение числа термоциклов приводит к тому, что
ударная вязкость вначале растет, а после 5—6 циклов остается практиче¬
ски неизменной (рис. 3.2). Результаты испытаний сталей марок 30, 40
и 60 на ударную вязкость при различном числе циклов СТЦО по режиму
ускоренных печных нагревов и охлаждений на воздухе вблизи точки А\
представлены в табл. 3.2. Из данных таблицы видно, что оптимальное
число циклов для всех исследованных сталей при данном способе СТЦО
как по механическим свойствам, так и по структуре (см. рис. 2.12),
равно 5—6. Увеличение ударной вязкости в результате СТЦО сталей
смещает порог хладноломкости в область отрицательных температур.
Проведенные эксперименты показали [221], что хладностойкость углеро¬
дистых сталей, обработанных по режиму СТЦО, выше, чем у норма¬
лизованных сталей. На рис. 3.3 показана зависимость ударной вязкости
стали 40 от температуры испытаний.Твердость сталей при СТЦО остается практически неизменной.Она сохраняется на уровне твердости нормализованных сталей.
Однако другие свойства, определяемые при кратковременных разруше¬
ниях металлов, существенно меняются (табл. 3.3). Изменение проч¬
ностных характеристик а„ и ат в результате СТЦО свидетельствует
о сближении значений этих характеристик, что является весьма положи-Таблица 3.3 Механические свойства сталей после нормализации и СТЦОМаркаТОав6кси,сталиМПа°//оДж/см2Нормализация 522 327 23,6 54,3 161СТЦО 499 332 32,2 72,3 323Нормализация 661 375 21,7 47,3 62СТЦО 584 384 27,2 60,1 131Нормализация 732 414 18,3 44,3 43СТЦО 689 464 22,3 49,8 11088
Рис. 3.4. Зависимость ударной вязкости
KCU от температуры Т испытаний
стали 45:/ — после нормализации; 2—после
сфероидизирующей ТЦО-80 -1)01*0 60 Т,°Стельным фактом с точки зрения
прочности металлов. Важно и уве¬
личение пластических свойств. По¬
вышение ударной вязкости пока¬
зывает общее увеличение работы
разрушения и снижения темпера¬
туры хрупкости (рис. 3.4). Однако
известно [72], что не столько KCU
характеризует работоспособность
стали в условиях эксплуатации, сколько ее составляющая Ар — работа
распространения трещины.В целях оценки влияния СТЦО на качество стали по методу ударных
испытаний надрезанных образцов [221] были определены составляющие
ударной вязкости стали 45 после нормализации и СТЦО.Этими составляющими являются Ар и А3 — работа зарождения тре¬
щины в условиях стандартного надреза. Результаты экспериментов сле¬
дующие:/4р, Дж/см2 А3, Дж/см2Нормализация
СТЦО . . .15814750Таким образом, кратковременные испытания показали увеличение
комплекса механических характеристик сталей в результате СТЦО.Испытания на циклическую прочность (усталость) стали 45, прошед¬
шей нормализацию (первая партия образцов) и СТЦО (вторая партия
образцов), проводили на машине типа Веллера с консольной схемой на¬
гружения. Образцы имелй кольцевую вытачку (надрез). Радиус вершины
надреза 0,25 мм, диаметр образца по надрезу 7,5 мм. Поверхность
в основании надреза полировали. Результаты испытаний на усталость
показали, что а_|К= 130 МПа у нормализованной стали, а у термоцикли-
рованной — a_u= 150 МПа. Очевидно, что СТЦО снижает чувствитель¬
ность стали к концентрации напряжений в связи с ее большой пластич¬
ностью.Разновидностью СТЦО углеродистых сталей является способ, при¬
водящий к измельчению зерна и сфероидизации включений цементи¬
та. Такая сфероидизирующая цементит СТЦО состоит в 3-х — 6-кратном
ускоренном нагреве сталей до температуры на 30—50 °С выше точки
Aci и охлаждении вначале на воздухе до окончания у -*■ а-превращения
и далее в воде, масле или потоке влажного воздуха.Сталь с указанной структурой обладает вязкостью разрушения, даже
более высокой, чем после только измельчающей структуру СТЦО.
Это делает обычную сталь хладостойкой — пригодной для работы в усло¬
виях Севера и криогенных температур. Результаты экспериментов по¬
казывают, что сфероидизирующая СТЦО сталей по сравнению с норма¬
лизацией существенно повышает упругость, пластичность и ударную
вязкость (табл. 3.4). Так, предел текучести увеличивается на 6—15 %,
пластичность — на 10—25 %, а ударная вязкость — на 70—110 %, т. е.89
Таблица 3.4. Изменение механических свойств различных сталей послесфероидизирующей СТЦОМаркаТОа.а.6Ч>KCU,сталиМПа°//оДж/смг30НормализацияСТЦО55251832735323,628,454,364,116127540НормализацияСТЦО58356834836922,326,151,262,48621445НормализацияСТЦО66161637539621,725,647,360,16215060НормализацияСТЦО73270641447718.523.544,3494391примерно в 2 раза. Увеличение ударной вязкости (рис. 3.4) происходит
в основном за счет увеличения Ар. Значения составляющих ударной
вязкости, например Стали 45, следующие:Ар, Дж/см2 А„ Дж/см2Нормализация 15 47СТЦО .... 69 53Сфероидизирующая ТЦО повышает ударную вязкость как при ком¬
натных температурах, так и при пониженных, что особенно важно
для техники, эксплуатируемой в условиях Севера (рис. 3.4). Средне¬
температурное термоциклирование по описанному выше способу значи¬
тельно уменьшает чувствительность сталей к концентрации напряженийб, МПад00\Рис. 3.5. Кривые усталости
образцов с надрезом ста¬
ли 45:/ — после улучшения; 2 —
после СТЦОпри испытании на усталость (рис. 3.5). Так, для улучшенной (прошед¬
шей закалку и высокий отпуск) стали 45 a_i„= 170 МПа, а для термо-
циклированной — а_|К = 220 МПа, т. е. примерно на 30% выше. При
СТЦО нормализованных сталей твердость их несколько возрастает. На¬
пример, для стали 45 твердость по Бринеллю (НВ) возрастает от
1450 до 1560 МПа. Оптимальное число циклов nopt определяется как
уже отмечалось, по изменению ударной вязкости с увеличением числациклов. Зависимость nopt от содер¬
жания углерода в углеродистых
сталях дана на рис. 3.6.Рис. 3.6. Зависимость оптимального числа
циклов rtopt от содержания углерода С в
стали90
С целью определить влияние размеров и массы термообрабатываемых
изделий на их свойства была проведена СТЦО различных по массово¬
габаритным характеристикам заготовок. Так, для заготовки диаметром
110 и длиной 400 мм разница в прочностных свойствах стали 40 в
сердцевине и на поверхности не превышала 7—10 %. При этом разброс
значений, например ударной вязкости, составлял 22 %, а увеличение
ударной вязкости по всему сечению заготовки составляло 88—110%.
Для больших деталей массой до 100 кг диапазон температур нагревов
и охлаждений при СТЦО может быть расширен без ущерба для свойств.
В этих случаях нагрев деталей с поверхности можно проводить до тем¬
пературы несколько ниже точки Асз. Охлаждение при подстуживании
(на воздухе) допустимо осуществлять до температуры на поверхности
изделий на 100—120 °С ниже точки А,\. Указанные изменения темпера¬
тур расширяют возможности применения предлагаемой ТЦО.Ускоренное получение структуры мелкозернистого (шаровидная
форма цементита) псевдоперлита в нелегированных конструкционных
сталях возможно только при СТЦО описанным выше способом. Леги¬
рование стали способствует процессу коагуляции карбидов при СТЦО,
поэтому в ряде случаев зернистая форма карбидов получается без вве¬
дения в процесс быстрых охлаждений до комнатных температур.Высокотемпературная ТЦО (ВТЦО). Способы такой обработки в ос¬
новном связаны с применением электронагревов. Сейчас уже нет сомнений
в том, что не способ нагрева или охлаждения является решающим
в формировании той или иной структуры и, следовательно, необходимых
свойств металлов, а скорость этих процессов. Каждый способ нагрева
(печной, в расплаве солей, свинца или другого металла, путем прямого
пропускания электрического тока, ТВЧ, плазмотронами или лучом лазера
и т. д.) имеет свои возможные пределы скоростей. Для каждого кон¬
кретного случая ТЦО, т. е. в зависимости от требований и возможностей
металла, необходима та или иная скорость нагрева. Этим и техниче¬
скими возможностями производства предопределяется использование
того или иного способа нагрева при ТЦО.Электронагрев изделий применяют достаточно часто. Это и ТВЧ,
и электронагрев прямым пропусканием тока через изделие (например,
проволоку), а также электронагрев поверхностного слоя изделия между
двумя токоподводящими контактами. ТЦО, в которой используют электро¬
нагрев, была названа [97] циклической электротермической обработкой
(ЦЭТО). В работе [95] показано, что при использовании быстрого
электронагрева продолжительность ЦЭТО может быть доведена до не¬
скольких минут, причем процесс этот легкоуправляем. Схематически ре¬
жим ЦЭТО с постоянными параметрами термоциклирования приведен
на рис. 3.7. На рис. 3.8 показаны режимы ЦЭТО с переменными пара¬
метрами обработки.Для того чтобы исходная крупно¬
зернистая структура стали в резуль¬
тате циклической электротермиче¬
ской закалки получила тонкую струк¬
туру мартенсита, необходимо под¬
готовить к этому аустенит путемРис. 3.7. Режим ЦЭТО с постоянными пара¬
метрами процесса91
Рис. 3.8. Режим ЦЭТО с переменными параметрами процесса:а — Т\> Тг> Т3, ui < У2< из, ti>t2; б — 7'i<7'2<7'3, и. < иг < из, ti <т2периодических электронагревов и охлаждений с проведением полной
фазовой перекристаллизации в течение каждого цикла. Кинетика фазовых
и структурных превращений в случае ЦЭТО среднеуглеродистой стали
такова. Для перевода исходной структуры в аустенит скорость нагрева
в первом цикле должна быть небольшой, имея в виду возможности
электронагрева. Однако поскольку скорость электронагрева сущест¬
венно выше, чем при обычном нагреве, то к концу нагрева до темпера¬
туры выше точки Асз образуется сравнительно мелкий аустенит во всем
объеме нагреваемого металла. Его распад при непрерывном охлажде¬
нии или в изотермических условиях переохлаждения происходит также
быстро. При этом образуется более мелкая ферритно-цементитная смесь.
Для того чтобы добиться еще большего измельчения, необходим повтор¬
ный нагрев, а повторное охлаждение — произвести быстрее первого.
Дальнейшее измельчение ферритно-цементитной смеси достигается в свя¬
зи с тем, что при более быстром нагреве измельченной структуры обра¬
зуется еще более мелкий аустенит, распадающийся при охлаждении
во втором цикле с образованием еще более мелкой ферритно-цементит-
ной смеси. Так, от цикла к циклу можно сильно измельчить структуру,
но для этого следует увеличивать скорость нагрева, сокращать время
охлаждения или выдержки после подстуживания, если использовать
изотермический распад аустенита. Назначая то или иное число циклов,
можно создавать различное измельчение структуры. После такой под¬
готовки структуры производят закалку, используя нагрев с самой большой
из выбранных скоростей нагрева и быстрое охлаждение, приводящее
к мартенситу. В этом случае мартенсит имеет большую концентрацион¬
ную неоднородность, чем объясняется повышение механических свойств
сталей после ЦЭТО в сравнении с одно- или многоразовой электро¬
закалкой [96].Циклическая электротермическая обработка наиболее применима для
углеродистых или малолегированных сталей, переохлажденный аустенит
которых характеризуется небольшим инкубационным периодом и непро¬
должительным временем полного распада. Для упрощения технологии
ЦЭТО важно, что аустенит таких сталей успевает распадаться при не¬
прерывном охлаждении на воздухе. Первое утверждение о положительном
влиянии ЦЭТО на механические свойства углеродистых сталей 40 и 60
приведено в работе [99]. Позднее в работе [100] показано, как92
Рис. 3.9. Механические свойства
стали 60 в зависимости от темпе¬
ратуры отпуска после ЦЭТО с двумя
циклами (—) и двойной электро¬
закалки ( ) 1951Рис. 3.10. Связь предела прочности
и относительного сужения стали 40:/ — закалка 840 °С; 2 — ЦЭТО приу = 50 °С/с н Г = 900 °С; 3 — ЦЭТО
при и, =и2 = 50 °С/с, T\ = Ti =
= 900 °С; 4 — ЦЭТО при и,=
= 50 °С/с, 1)2 = 450 °С/с, Т,=
= 900 °С, Гг = 960 °СЦЭТО измельчает структуру стали 40 и приведены зависимости некоторых
характеристик механических свойств проволочных образцов после раз¬
личных способов ЦЭТО. Механические свойства стали 60, обработанной
с применением ЦЭТО с постоянными параметрами термоциклирования,
приведены на рис. 3.9, а на рис. 3.10 показано соотношение проч¬
ностных и пластических свойств стали 40 после ЦЭТО с постоянными
и переменными параметрами процесса [95]. Анализ кривых позволяет
утверждать, что ЦЭТО — один из эффективных способов ТО и может
с успехом применяться в поточном производстве ленты и проволоки.Авторами работы [25] изучен процесс ВТЦО доэвтектоидной стали,
основанный на многократных процессах фазовой перекристаллизации
аустенит — феррит при термоциклировании в межкритическом интервале
температур Ас>— Асз- ТЦО проводили для доэвтектоидных сталей 20,
35, 40, Ст5. Исследовано влияние температурных режимов термоциклиг
рования, длительности выдержек и числа циклов на изменение струк¬
туры и свойств стали. Термоциклирование осуществляли переносом из
печи в печь с температурой, соответствующей верхней и нижней
температурам ТЦО. Нижняя температура термоциклирования Ас\—5-Н4-30 °С, а верхняя—Асз — 5-=-30 °С. Длительность выдержек в обеих
печах 5—30 мин, число циклов преимущественно от 3 до 10. Проведена
контрольная ТО, соответствующая нормализации, неполному отжигу и об¬
работке, отвечающей выполнению одного цикла. Результаты исследова¬
ний свидетельствуют о существенном измельчении структурных состав¬
ляющих (феррита и перлита) и более равномерном их распределении.Физика процессов, приводящих к измельчению феррита и аустенита
при термоциклировании в межкритическом интервале температур, по
мнению авторов работы [25], заключается в следующем. Различие
удельных объемов превращающихся друг в друга феррита и аустенита93
и коэффициентов их термического расширения приводит к возникновению
значительных напряжений на межфазных границах и к пластической
деформации, т. е. к фазовому наклону структурных составляющих. При
этом полиморфные а ^ ^-превращения сопровождаются увеличением
числа зародышей новой фазы, а наклепанные феррит и аустенит склонны
к рекристаллизации. Все это обусловливает повышение механических
свойств сталей (табл. 3.5).Таблица 3.5. Режимы ТО и механические свойства стали Ст5ТОТ.Г.Вы¬держка,минЧислоциклова»а,S°МПа°//оГорячекатаное со¬ 5403531945стояниеНеполный отжиг750—30—52034019,647,4Нормализа ция850—30—61950717,748,315366456024,368ТЦО7907405568157528,675,431067349327,668,7Применение ТЦО сталей с нагревами выше точки Асз и охлажде¬
ниями в межкритическом интервале температур также одновременно
повышает как прочностные, так и пластические свойства. Это позволило
авторам [25] рекомендовать свой способ применения вместо нормали¬
зации, а в ряде случаев — и вместо закалки и высокого отпуска деталей.
Указано также, что использование этого способа ВТЦО облегчает внед¬
рение такой обработки в промышленность, так как возможен меньший
температурный интервал циклирования.3.2. ТЦО ЛЕГИРОВАННЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ
ПЕРЛИТНОГО КЛАССАЛегированные стали отличаются тем, что термодинамическая активность
углерода в них ниже, чем в простых сталях. Поэтому замедление
диффузионных процессов растворения цементита и выделения его из
аустенита приводит к смещению С-образной кривой изотермического
распада аустенита вправо, делая более устойчивым переохлажденный
аустенит. Однако описанные ранее способы ТЦО углеродистых сталей
могут быть применены без существенного изменения технологии и к леги¬
рованным сталям перлитного класса (суммарное массовое содержание
легирующих элементов до 5%). Если способ ТЦО предусматривает
на этапе охлаждений распад аустенита на механическую смесь феррита
и цементита, то охлаждения до температур ниже точки A,i необходимо
вести со скоростью, меньшей vKp закалки, и до температур больше М„.Если в циклах скорость охлаждения стального изделия на воздухе бу¬
дет больше или равна vKp, а температура будет меньше М„, то произой¬
дет полностью бездиффузионное V a-превращение и в структуре94
будет пересыщенный твердый раствор углерода в a-железе, т. е. мар¬
тенсит. При проведении ТЦО на первых циклах сталь имеет .структуру
феррита и мелкозернистого мартенсита, как при неполной закалке кон¬
струкционных сталей. В таком случае можно получить неудовлетвори¬
тельные механические свойства, склонность к трещинообразованию
при ТЦО и т. д. В том случае, когда при ТЦО требуется получить мелко¬
зернистый мартенсит, т. е. высокую твердость и прочность, можно, не
прибегая к выдержкам при подстуживаниях, путем оптимизации темпе¬
ратур нагревов, числа циклов и скоростей охлаждений добиться постав¬
ленной цели.Известно, что легирующие элементы определенным образом изменяют
критические точки в сплавах. В частности, температура Ас\ в одном
случае возрастает, а в другом — снижается. Необходимо учитывать так¬
же, что температура Ас\ зависит от скорости нагрева. Чем больше
скорость нагрева, тем выше температура Ас\. Изменение температуры
А,\ в зависимости от скорости охлаждения имеет противоположную
закономерность: чем больше скорость охлаждения, тем ниже темпе¬
ратура.Особенностью термокинетических кривых нагревов и охлаждений
легированных сталей перлитного класса в сравнении с обычными угле¬
родистыми сталями является то, что изотермы или температурные пло¬
щадки, соответствующие критическим температурам, более продолжи¬
тельны — распад аустенита замедлен. Структурные изменения при ТЦО
легированных сталей происходят медленнее, поэтому максимальную тем¬
пературу при нагревах следует увеличивать от 30—50 до 50—70 °С
выше точки Ас\. Влияние легирующих элементов на число циклов при
ТЦО таково, что при увеличении содержания легирующих элементов
в стали увеличивается и необходимое число циклов. На рис. 3.11 при¬
ведена зависимость оптимального числа лор( циклов стали с содержанием
углерода 0,4 % от содержания С легирующих элементов.Таким образом, способы СТЦО для получения мелкозернистой струк¬
туры зернистого перлита применительно к низколегированным сталям
следует уточнять с учетом указанного выше влияния легирующих
элементов. Так, режим ТЦО на наибольшую ударную вязкость стали
40Х состоит из 8—9-кратных нагревов до температур на 50—70 °С
выше точки Ас\ и охлаждений вначале на воздухе до температур на
30—50 °С ниже точки А,\ и далеев масле или воде.Рассмотрим влияние ТЦО на
механические свойста ряда легиро¬
ванных сталей перлитного класса.Ш,М/мгРис. 3.11. Влияние легирования
на необходимое число циклов
л0р( при СТЦО сталей с содер¬
жанием углерода 0,4 %Рис. 3.12. Температурная зависи¬
мость ударной вязкости стали 15Х:/ — после нормализации; 2 — после
СТЦО95
Сталь 15Х. ТЦО стали 15Х осуществляли по режиму 5—8-крат¬
ного ускоренного нагрева до температуры на 30—50 °С выше точки
Ad с последующим охлаждением на воздухе до температуры ниже
точки Art на 50—100°С (последнее охлаждение на воздухе до 20 °С)
[221], При этом структура стали 15Х, как и структура стали 20,
резко измельчалась, а пластичность и ударная вязкость увеличивались.
Построение температурной зависимости KCU показало (рис. 3.12), что
все показатели хл а достой кости данной стали в результате ТЦО улуч¬
шаются.Впоследствии было выяснено [76], что сталь 15Х очень чувствитель¬
на при ТЦО к температуре, скорости и числу нагревов. Установлено,
что с возрастанием числа циклов количество аустенита, образующегося
при фиксированной максимальной температуре цикла, уменьшается в
ряде случаев в 2—3 раза. В процессе ТЦО изменяется морфология аус-
тенитного превращения. Если при первом нагреве формируются отдель¬
ные достаточно крупные участки у-фазы, то при последующих нагревах
аустенит образуется преимущественно по границам ферритных зерен,
не претерпевших ранее превращения. Отмечено также, что при ТЦО
с ростом числа циклов резко измельчаются не только зерна, но и
продукты распада аустенита. При этом постепенно уменьшается коли¬
чество пластинчатого перлита и увеличивается доля сфероидизированных
карбидов. Десятикратное циклирование с нагревом до температуры
/1,1 +10 “С позволяет получить довольно однородную и мелкую струк¬
туру зернистого перлита. ТЦО с нагревами до температуры А<\ +50 °С
приводит к формированию крайне неоднородной структуры с дисперсными
участками феррита и перлита, претерпевшими а у -*■ а-превращения,
имеются в структуре крупные зерна феррита. Измеряли твердость стали
15Х в зависимости от числа циклов. На кривой этой зависимости были
ярко выраженные чередующиеся максимумы и минимумы. Это свидетель¬
ствует о том, что в процессе ТЦО происходит чередование явлений
накопления дефектов кристаллического строения (твердость возрастает)
и их аннигиляции (твердость снижается). Повышение максимальной
температуры при ТЦО низкоуглеродистой стали 15Х до температуры
j4f3— 10 °С вновь приводит к наиболее дисперсной и однородной струк¬
туре. Заметим, что при подобных экспериментах на стали I8X1T это
явление не наблюдалось.Сталь 20Х. В работе [153] исследовали влияние ТЦО на струк¬
туру, физические и механические свойства стали 20Х, Для сравнения
изотермической обработке подвергали образцы из стали 12Х2Н4А. При
ТЦО нагревы производили до 880 °С с последующим охлаждением
в масле. При изотермической обработке (закалке) образцы охлаждали
также в масле. Скорость нагрева при ТЦО 3—4 “С/мин, длительностьТаблица 3.6, Механические свойства сталей 20Х к I2X2H4A после ТОМаркаТОо.<70,12аJ кси.сталиМПа%"1 Дж/см29ПУИзотермическая1030870125060iU ДТЦО127011701455130I2X2H4A Изотермическая 1200 1100 15 60 10096
Таблица 3.7. Механические свойства стали 20Х после закалки и ТЦОТОБалл<7в<^0.26кси,зернаМПа0//оДж/см2Закалка от 880 °СТЦО: Унагр= ЮО °С/мин до Ас, + (30
-г50)°С: охлаждение на воздухе до
Лг,-(5б-И00)ХТЦО: УНагр= 100 °С/мин до Аез+ (5-^
Ч-30)°С; охлаждение на воздухе до
Аг,-(50-=- 100)°СТЦО: Унагр = 5 °С/мин до Лсз-|-(5-^
Ч-30)°С; охлаждение с v0SJI=l7°C/
/мин до А,, — (5-^ 10)°С12509004,52344900"750”10454810809201241281300110010414912001050104648150013701256108140012501458120Примечание. ТЦО с пятью циклами; в числителе приведены данные после оконча
тельного охлаждения в воде, в знаменателе — после охлаждения в масле.ТЦО 3 ч, а изотермической обработки 4 ч. После ТЦО и обычной закалки
образцы подвергали отпуску при 180 °С в течение 2 ч. Было установлено,
что в результате ТЦО механические свойства низколегированной стали
20Х повышаются до уровня свойств среднелегированной стали 12Х2Н4А
(табл. 3.6).Авторы работы [46] также ставили своей задачей повышение ком¬
плекса свойств стали 20Х методом ТЦО. Нагревы, как и в предыдущей
работе, производили при ТЦО до 880 °С, а охлаждения — до температуры
на 5—10 °С ниже Ап. В табл. 3.7 и 3.8 приведены результаты меха¬
нических испытаний образцов из стали 20Х, прошедших различные спо¬
собы ТО. Из анализа данных таблиц сделали вывод о существенном
преимуществе ТЦО перед изотермической обработкой стали 20Х.В другом исследовании [185] была решена практическая задача
перевода стали 20Х в сверхпластичное состояние для улучшения дефор¬
мируемости стали. Известно, что чем мельче зерно в стали, тем ниже
сопротивление деформации о, выше коэффициент скоростной чувстви-Таблица 3.8. Механические свойства стали 20Х после нормализации и ТОБаллов<*0.26кси.зернаМПа%Дж/см2ТОНормализация (880 °С) 6 500 320 26 65 110ТЦО: и„агР= ЮО °С/мин до Лс! + (30-f- 11 500 320 25 68 180
-j-50)°C; охлаждение на воздухе до
АС1-(50-И00)°СТЦО: у„агр=Ю0оС/мин до Лс3+(54- 11 560 400 25 72 180
-Н30)°С; охлаждение на воздухе до
Лг,- (50ч- 100)°СТЦО: ииагг, = 5°С/мин до Лсз+(5-Н И .560 400 35 80 270
-^80)°С; охлаждение с votl„=\7 °С//мин до А,, — (5-М0)°СПримечание. ТЦО с пятью циклами.7 В. Федюкин и др. 97
тельности т и больше пластичность, характеризуемая, например, относи¬
тельным удлинением 6. Для получения равномерной мелкозернистой
структуры стали и перевода ее в активированное сверхпластичное со¬
стояние применяют специальную обработку: теплую или холодную
деформацию (гидроэкструзию, прокатку и т. д.), с большими степенями
обкатки (50—80 %) и последующий рекристаллизационный отжиг или
термомеханическую обработку. Обе технологии достаточно сложны,
так как требуют пластического деформирования металла. Параметры
режима ТЦО: интервал температур 600—650 °С ^ 780—800 °С, нагревы
печные ускоренные, 30—60 °С/мин, охлаждения на воздухе, число
циклов 6—7. Такая обработка приводит к измельчению зерен до разме¬
ров 10 мкм и менее. Исследование деформационной способности стали
20Х проводили на стандартных образцах на разрыв при температурах
670—770 °С и скоростях деформирования е= (5- 10-J) + (2- 10-|)с-1.
Оптимальные параметры деформирования стали 20Х следующие:Гдеф, °С е> с-' а, МПа 6, % тСостояние поставки (го¬
рячая прокатка) . . 780 2-10-4 70 33 0,25
Предварительная ТЦО 750 1,78-10 ! 24 85 0,53Данные эксперимента показывают, что предварительная ТЦО для
получения сверхмелкого зерна в стали 20Х переводит сплав в состоя¬
ние сверхпластичности. Это позволяет увеличить деформационную
способность стали, повысить ее технологичность и коэффициент ис¬
пользования металла в производстве.Сталь 12ХМ. Результаты исследования стали 12ХМ [78] приведены
в табл. 3.9, из анализа которых видно, что для стали 12ХМ лучший
комплекс механических свойств получен [216] после ТЦО с нагре¬
вами до 900—930 °С.Таблица 3.9. Механические свойства стали 12ХМ после различных режимов ТО: о.: О,6ксиМПаУ»Дж/см2Нормализация (900 °С)ТЦО по режиму:650 5pt 780 “С, воздух
650 900 °С, воздух
650 930 °С, воздух
650 780 °С, вода
650 900 °С, вода
650 930 °С, водаПримечание. ТЦО с тремя циклами.4892803066104490265347218554539530722045754352669201515320276418674064421701977406502270179Сталь 12Х1МФ. Эту теплоустойчивую сталь широко применяют
для изготовления деталей и узлов, а также паропроводных труб
тепловых и атомных электростанций. В результате длительной работы
при температурах до 550—570 °С и напряжениях 40—70 МПа в
металле возникают микродефекты, вырастающие в поры, число кото¬
рых через 100 тыс. ч достигает 103— 105, а их размеры — от 0,05
до 8 мкм. Это сопровождается изменением плотности металла Др, и98
поврежденность, оцениваемая как отношение Ар к средней плотности
металла до эксплуатации рср, становится близкой к 1 %. Известно,
что относительное понижение плотности стали при эксплуатации на
1—2 % вызывает ее разрушение.В настоящее время стоит задача увеличения срока службы энерге¬
тических установок до 200 тыс. ч. Это возможно, если сталь будет
в 2 раза более работоспособной, т. е. при скорости накопления
повреждений значительно меньшей, чем после традиционно применя¬
емых ТО. Технология ТЦО в этом отношении наиболее перспек¬
тивна [51].В исследовании [110] показано, что восстановительная ТЦО —
от 3 до 10 циклов с нагревами до 980 °С и охлаждениями — эффективно
залечивает металл и восстанавливает его эксплуатационные свойства.
Установлено, что восстановление металла с поврежденностью стали
12Х1МФ, равной 0,13 %, происходит через два-три цикла. Если повреж-
денность металла до 0,5 %, то для восстановления его свойств доста¬
точно четырех-шести циклов ТЦО. Восстановление механических свойств
в случае полной поврежденности, т. е. при Др/р«1 %, происходит
после 8—10 циклов. После 50 циклов по опробованному режиму ТЦО
металл с поврежденностью 0,5 и 0,92 % практически восстанавливает
свою плотность, а механические свойства становятся даже выше, чем
в исходном состоянии.Известно, что применительно к перлитной стали 12Х1МФ обычная
восстановительная ТО (ВТО) заключается в нормализации с нагревом
до 970—1000 °С и высоком отпуске при 720—750 °С. Однако, как по¬
казано многими исследователями, применение ВТО целесообразно лишь
тогда, когда поврежденность металла составляет не более 10—15 %
по отношению к первоначальному состоянию, т. е. когда Ар/р^0,1-Н
-=-0,2 %. При высокой поврежденности металла ВТО малоэффектив¬
на [111].Результаты испытаний образцов из стали 12Х1МФ с поврежден¬
ностью после эксплуатации 0,92 % показали, что после 10 циклов обра¬
ботки скорость установившейся ползучести (7’ = 565°С, о = 98 МПа,
т=500 ч) становится примерно равной этому показателю стали в исход¬
ном состоянии (табл. 3.10).Таблица 3.10. Основные свойства стали 12Х1МФ [lit]Режим обработкиРабота разрушения об¬
разцов при ударных ис¬
пытаниях, ДжСкорость установив¬
шейся ползучести vX
Xio3, %/чИсходная ТО6,9—33,30,25Эксплуатация (565 “С, 66 МПа,4,8—5,91,1586 461 ч)Эксплуатация + ВТО7,8—39,20,80Эксплуатация+ТЦО (10 циклов)112,7—127,40,20В результате применения ТЦО скорость ползучести (деформации
и разрушения) сильно поврежденной стали 12Х1МФ удалось в отдель¬
ных случаях снизить в 17 раз [110]. Доказано также, что восстанов¬
ление структуры и эксплуатационных свойств стали 12Х1МФ при ТЦО
возможно практически на любой стадии, включая стадию предразруше-
ния. Значение ТЦО в этом отношении чрезвычайно большое, так как99
позволяет решить важнейшие проблемы энергомашиностроения и энерге¬
тики в целом.Сталь 16ГНМА. Исследование влияния ТЦО на свойства стали
16ГНМА выполнено в ПО «Ижорский завод» [112]. Первоначально
были определены критические точки стали: ЛС1 — 730 °С, Лсз = 870 °С.
Далее в соответствии с рекомендациями работы [221] производили
ТЦО с максимальной температурой нагревов Aci +50 °С, а также с на¬
гревами до Асз-т- (Асз+50 °С), числом циклов 3. В процессе исследования
наибольшую температуру цикла изменяли от 780 до 930 °С, т. е.
практически в пределах межфазной (a + -j>)-r--y зоны. Результаты опре¬
деления механических свойств стали 16ГНМА после различных режимов
ТО приведены в табл. 3.11.Таблица 3.11. Механические свойства стали 16ГНМА после ТОТО; О,о,б♦KCU при — 10 °С, Дж/см2МПа91Требования ТУ5103702050—Нормализаций (900 °С)5453903175—ТЦО с Т , °С:
7805403852770618105453953173568406505452664104870675610246710290068062021661529306555652775164Анализ данных таблицы подтверждает вывод о том, что понижение
содержания углерода и увеличение легирующих элементов в стали
требуют большего числа циклов (до 7—8) или увеличения температуры
нагревов над инструментально обнаруживаемой точкой Aci [221].Сталь 10X1 НМЛ. ТЦО стали 10X1 НМ А проводили так же, как и
стали 16ГНМА [112] (табл. 3.12]. Данные таблицы свидетельствуют
о том, что если необходимо иметь небольшие ударную вязкость и плас¬
тичность, то нагревы при ТЦО следует производить до 810 °С, а если
требуются большая ударная вязкость и наибольшая способностьТаблица 3.12. Механические свойства стали 10X1 НМЛ после ТОТОо.От6♦KCV при
+ 20 °СKCV при
-10 “СМПа$Дж/см2Требования ТУ5304202080Исходная ТО
ТЦО при Тта„°С:6205051774235—780590450318023426981055040032803503598405554053281349348870630535288029132190067057027773302749301006555702578290286
сопротивляться пластической деформации, то температуру нагревов реко¬
мендуется увеличить до 900 °С.Сталь 12ХН2МФ. Данная сталь является высокопрочной и применя¬
ется для изготовления деталей и конструкций, работающих при понижен¬
ных температурах. Поэтому использование ТЦО для повышения хладо-
стойкости решает этот вопрос при возможном уменьшении, а не увеличе¬
нии содержания никеля в стали. Исследование показало, что СТЦО,
измельчающая структуру стали 12ХН2МФ, и отпуск при 640 0С с по¬
следующим охлаждением в воде приводят к перераспределению легирую¬
щих элементов в структуре стали. Это увеличивает стабильность оста¬
точного аустенита. Снижение температуры у a-превращения при ТЦО,
предотвращая полное перлитное превращение, обеспечивает повышение
хладостойкости. Обнаружено, что наибольший эффект достигается при
ТЦО с v -*■ a-превращениями в области температур бейнитно-мартен-
ситного структурообразования. Рекомендовано применять менее легиро¬
ванную сталь 12ХН2МФ после ТЦО вместо легированной стали с со¬
держанием Ni 3—5 % в тех случаях, когда критическая температура
хрупкости Т«о должна быть меньше —40 °С.Сталь 10ГН2МФА. Такая сталь хорошо воспринимает ТЦО [175]
с 3-кратными ускоренными печными нагревами до температур выше
800 °С и охлаждениями в воде с последующим отпуском при 650 °С
в течение 8 ч. Влияние температуры нагрева при ТЦО на механи¬
ческие свойства стали 10ГН2МФА приведено в табл. 3.13.Таблица 3.13. Механические свойства стали ЮГН2МФА после ТЦОт °сО,От6ч>KCV приmax*МПа°//о- 10 °С, Дж/см28001250/7151000/63017/1762/70128/2468401260/8301040/78512/1963/76130/2018801240/7751010/66511/1765/76127/255910700/—640/—23/—72/—154/—м е ч а ни е. В числителеприведенызначения послеТЦО; взнаменателе — иТЦО и отпуска.Сталь 15Х2НМФА. Авторы работы [112] производили 3-кратную'
ТЦО стали 15Х2НМФА со скоростью нагрева 40—50 °С/мин до различных
температур и охлаждениями в воде или на воздухе. После ТЦО про¬
водили отпуск при 640—650 °С. Результаты выполненных экспериментов
даны в табл. 3.14. Анализ данных таблицы свидетельствует о том,
что ускоренные охлаждения при ТЦО не приводят к повышению меха¬
нических свойств. Это, как показало последующее исследование, обуслов¬
лено тем, что во время отпуска после ТЦО выделяются карбиды, более
мелкие, чем обычно, а распределение их однородно. Установлено, что
сталь 15Х2НМФА после различных ТО (закалки и высокого отпуска,
двойной закалки и высокого отпуска, 3-кратной ТЦО и высокого от¬
пуска) имела критическую температуру хрупкости Гко соответственно
0—10 и —50 °С.Сталь 40Х. Данная сталь является наиболее распространенной в
машиностроении и достаточно хорошо изученной. Поэтому эта сталь была
взята в качестве основной для изучения не только влияния ТЦО на
структуру и свойства, но и физики упрочнения при ТЦО. Для получения101
Таблица 3.14. Механические свойства стали 15Х2МНФА после различныхрежимов ТЦОТ'тах' Со.(Гг6fKCV,Дж/см2т °с1 max’<ТВОтаЧ>KCVДж/см2МПа°//оМПа°//оОхлаждения вводеОхлажденияна воздухе7805954052980277780620440288029482059541531802458206004152778253840640495298023184063046024772188606855402477213860655500247520388074061522752178808006751972202наибольших значений ударной вязкости было определено, что ТЦО сле¬
дует вести по такому режиму: 6—8-кратный ускоренный нагрев со
скоростью до 450 °С/мин до 800—830 °С с последующим охлаждением
на воздухе до 600—650 °С; окончательное охлаждение на воздухе до
комнатных температур. Сейчас наибольшее значение ударной вязкости
сталь 40Х имеет после нормализации. Поэтому сопоставление резуль¬
татов исследования вели по данным ТЦО для получения сверхмелкого
зерна, зернистого перлита и нормализации (табл. 3.15). Твердость стали
40Х после ТЦО несколько снижалась в сравнении с исходным (нормали¬
зованным) состоянием.Сталь 40Х часто применяют для изготовления ответственных деталей,
работающих при повышенных температурах: роторов турбокомпрессоров,
седл различных клапанов, деталей насосов и трубопроводной арматуры.
Эта сталь, в частности, зарегистрирована в Гостехнадзоре СССР
в качестве материала для крепежных изделий с рабочей температурой
до 425 °С. Ограниченное использование стали 40Х для более высоких
температур эксплуатации обусловлено тем, что она склонна к отпускной
(тепловой) хрупкости после выдержек при 450— 600 °С.Действительно, один из основных недостатков легированных сталей —
их склонность к отпускной хрупкости. Понятие об отпускной хрупкости
возникло при сопоставлении значений ударной вязкости легированных
сталей, подвергнутых закалке и высокому отпуску с быстрым и медлен¬
ным охлаждениями от 400 до 600 °С. Установлено, что после отпуска
с быстрым охлаждением стали более вязки, чем после медленного
охлаждения. Это явление было названо отпускной хрупкостью. Для умень¬
шения действия отпускной хрупкости в легированных сталях перлитногоТаблица 3.15. Механические свойства стали 40Х после ТОо»ОтSч>МПа°//0НормализацияТЦО:702395256065измельчающая зерно68641232,468,3165сферой дизируЮшая73346223,275,8327Примечание. ТЦО с восемью циклами.* При испытаниях на ударную вязкость при комнатных температурах образцы, про¬
шедшие ТЦО, часто не разрушаются. Такие случаи в расчет не принимали.102
класса необходимо снизить насыщенность феррита вблизи границ зерен
различными примесями. Это может быть достигнуто увеличением общей
протяженности границ зерен, т. е. вследствие резкого измельчения
зерен. При ТЦО происходит сильное измельчение зерен, и это, очевидно,
при резком снижении степени насыщения примесями феррита, рас¬
положенного около границ зерен, должно если не устранить явление
отпускной хрупкости в сталях, то хотя бы сильно ослабить его.
Исследования полностью подтвердили данное предположение.Эксперименты проводили с выдержками при отжиге, нормализации,
закалке и отпуске по 1 ч. Из приведенных данных видно, что после
ТЦО сталь, испытанная при комнатных температурах, оказалась мало¬
подверженной действию отпускной хрупкости. Результаты испытаний
стали 40Х приведены ниже:KCU, Дж/см2Нормализация 81Закалка + отпуск, 550 °С, охлаждение с печью . . 125То же, охлаждение в воде .138ТЦО .323ТЦО + отпуск, 550 °С, охлаждение с печью . . .257То же, охлаждение в воде . 257Опыты показали, что при ТЦО легированных сталей перлитного
класса охрупчивание не развивается (как при всех известных способах
ТО) и сталь становится малочувствительной к тепловой хрупкости
и нечувствительной к скорости охлаждения (нет отпускной хрупкости
второго рода). Следовательно, ТЦО дает возможность повышать ра¬
ботоспособность легированных сталей в условиях динамических нагру¬
зок и повышенных температур.В энергетическом машиностроении важно не только повышение
комплекса механических свойств, но и сохранение значительной плас¬
тичности и ударной вязкости в процессе воздействия высоких тем¬
ператур. Поэтому задачей дальнейшей работы [74] явилось иссле¬
дование влияния длительных выдержек при повышенных температурах
на изменение ударной вязкости. Температура нагрева была принята
600 °С как наиболее опасная (охрупчивающая) для стали 40Х. Одну
партию образцов подвергали нормализации, другую — ТЦО. Режим ТЦО
состоял в ускоренном 8-кратном нагреве стали до температур на 30—50 °С
выше точки Ас\ с последующим подстуживанием на воздухе до темпе¬
ратур на 50—80 °С ниже точки Аг\ и дальнейшим охлаждением в масле.
Механические свойства при комнатной температуре для стали 40Х после
ТО указаны в табл. 3.15. Далее образцы подвергали длительному воз¬
действию температуры 600 °С и определяли значения ударной вязкости.
Установлено (рис. 3.13), что, начиная с выдержки 50 ч, ударная вяз¬
кость стали 40Х возрастает, причем в случае нормализации исходное
значение KCU достигается после выдержки примерно 500 ч, а сталь
40Х, предварительно подвергнутая ТЦО, не только имеет значительно
большую ударную вязкость, но и быстрее (через 100 ч) восстанавли¬
вает исходную в случае охрупчивания.Металлографический анализ нормализованных образцов, подвергну¬
тых различным изотермическим выдержкам, показал, что вследствие
диффузионных процессов происходит коагуляция цементита. При ТЦО,
которая измельчает зерна в стали и цементитные включения, процесс
перераспределения и сфероидизации цементита происходит интенсив¬103
КСи,Аж/смгРис. 3.13. Влияние длительности старения при 600 °С на ударную вязкость стали 40Х:/ — после нормализации; 2 — после СТЦОнее, чем в нормализованной стали. Этим объясняется более быстрое
достижение первоначального значения KCU в стали 40Х, прошедшей
ТЦО. Заметим, что и само это исходное значение в 3 раза больше, чем
после нормализации. На основании полученных результатов, а также
результатов других исследователей, можно рекомендовать использо¬
вать термоциклически обработанную сталь 40Х как теплостойкую, более
прочную, пластичную и вязкую вместо стали 20. Это позволяет увеличить
долговечность, надежность и нагруженность деталей и узлов, работаю¬
щих при повышенных температурах.Работоспособность стали 40Х при пониженных температурах опре¬
деляется ее хладноломкостью. Установлено, что ТЦО существенно сме¬
щает кривую температурной зависимости KCU в область отрицательных
температур. Поэтому можно считать, что ТЦО в настоящее время явля¬
ется наиболее эффективным и перспективным способом повышения хладо-
стойкости как обычных углеродистых, так и легированных сталей пер¬
литного класса.При оценке конструктивной прочности материалов большое значение
имеет их усталостная прочность, так как около 70 % общего числа
разрушений деталей происходит вследствие усталости металлов. Поэтому
повышение предельного напряжения, при котором материал не разру¬
шается под действием циклических нагрузок, т. е. повышение предела
выносливости,— одна из актуальных проблем современной науки и тех¬
ники. Наивысшей усталостной прочности стальных изделий, имеющих
обычно концентраторы напряжений, при ТО достигают с помощью улуч¬
шения, т. е. закалкой и высоким отпуском. Однако ТЦО повышает предел
выносливости a-и в сравнении с закалкой и высоким отпуском. Для
углеродистой стали 45 это увеличение составляет до 30 %. Было ис¬
следовано также влияние ТЦО на усталостную прочность стали 40Х
[223]. Испытуемые образцы имели концентратор напряжений с радиусом
в вершине надреза 0,25 мм. Испытания показали, что для стали 40Х
после закалки и высокого отпуска о_|К= 170 МПа, а после ТЦО а_]К =
= 190 МПа, т. е. на 12% больше.Обнаруженное нами изменение усталостной прочности невелико. Но
в данном случае важен сам факт увеличения предела выносливости.
Можно предположить, что имеется возможность получить для стали 40Х104
при ее ТЦО и более высокую усталостную прочность. Для этого не¬
обходимо оптимизировать режим ТЦО специально для получения наи¬
большего значения предела выносливости. Наши болгарские коллеги
провели специальные исследования по оптимизации ТЦО на макси¬
мальную усталостную прочность стали 40Х [13, 14, 35]. Ими доказана
возможность повышения усталостной прочности на 80—90 %. Например,
на надрезанных образцах из стали 40Х была получена с помощью ТЦО
с электронагревом усталостная прочность ст_| = 480 МПа.Оптимальным режимом ТЦО является решение со следующими по¬
стоянными параметрами циклов: скорость и температура нагрева
240 °С/мин и 800 °С; время выдержки при максимальной температуре
56 с; скорость охлаждения 100°С/с; число циклов 6; отпуск при 500 °С.
Оптимальный режим скоростной ТЦО — это режим со следующими пере¬
менными параметрами циклов: скорость нагрева 300°С/мин; температу¬
ра нагревов 900, 840 и 820 °С; выдержка при температуре нагрева 10 с;
охлаждение со скоростью 100°С/с; температура изотермической вы¬
держки после первого и второго охлаждений 410 °С; длительность вы¬
держек для изотермического распада аустенита после первого и второго
охлаждений до 410 °С 90 и 60 с; температура последующего отпуска
500 °С [14].Термоциклическая обработка в отличие от термической в большей
степени выявляет положительное воздействие легирования на прочность
и пластичность при ТЦО. Резко увеличивая пластичность и ударную вяз¬
кость, можно получить ранее недостижимые значения работы разру¬
шения легированных сталей при различных видах испытаний. Следова¬
тельно, ТЦО низколегированных сталей является наиболее эффективной
обработкой для повышения их работоспособности.Авторы работы [5] показали, что для получения большей твер¬
дости и прочности при одновременном увеличении ударной вязкости
KCU и коэффициента вязкости разрушения Ки сталь 40Х следует
подвергать следующей ТЦО: 3-кратный нагрев (быстрый) до температур
выше точки Ас\, охлаждение на воздухе примерно до 600 °С; охлаж¬
дение с последнего нагрева — закалочное, т. е. в воде или масле;
отпуск при 200 °С в течение 1 ч. В результате такого способа ТЦО
измельчение бывших аустенитных зерен до 10—12 баллов. Результаты
испытаний приведены в табл. 3.16.Таблица 3.16. Размер зерна и механические свойства стали 40Х после ТЦО
и закалки с низким отпускомТОТЦО и отпуск при 200 °С
Закалка и отпуск при200 °СБаллHR С,ов00.28>1>кси.зернаМПа°//ОДж/см'*1051212017601248406502020168083828Кхс,
МПаХ
X \/ м168130Сталь ЗОХГСА. Такую сталь подвергали сфероидизирующей СТЦО.
Оптимальное число циклов (нагрев до 780—800 °С, охлаждение на воз¬
духе до 600 °С, далее—в воде или масле) 14—15. Ударная вязкость
возрастала при этом от 110—120 до 310—320 Дж/см , т. е. почти
в 3 раза.105
Результаты испытаний образцов из стали ЗОХГСА следующие:а», МПа Стт, МПа б, % г|>. % НВ, МПаПосле нормализации . . 854 449 12,8 29,2 1560—1790
» ТЦО ... .815 549 21,5 61,7 1790—1830Результаты испытаний на склонность стали ЗОХГСА к отпускной
(тепловой) хрупкости приведены ниже:KCU, Дж/см2Отжиг 122Нормализация 190Закалка-(-отпуск, 550 °С, охлаждение на воздухе . 93То же, в масле 185ТЦО-(-отпуск, 550 °С, охлаждение с печью . . 259То же, в масле . 245В целях получения для стали ЗОХГСА более высоких значений прочно¬
сти, пластичности и ударной вязкости была проведена ТЦО в следующем
режиме: заготовки нагревали со скоростью 300 °С/мин до 810 °С с по¬
следующим охлаждением на воздухе до 480 °С, число циклов 6 и 12 [87].
Указанную скорость нагрева обеспечивали загрузкой заготовок в камер¬
ную электрическую печь типа К600/25, предварительно нагретую до
900 СС. Проведенные эксперименты показали, что на прессованных
профилях из среднелегированной стали ЗОХГСА путем ТЦО можно
получить высокие прочностные свойства. Наиболее заметно повышение
ств и ао,2 после 6-кратной обработки: а„= 1393 и ао,2=922 МПа. Пласти¬
ческие свойства остаются на уровне свойств, полученных после стан¬
дартной ТО (закалки и отпуска): 6=16%, if> = 45 % и KCU =
= 73 Дж/см2. Увеличение числа циклов до 12 приводит к снижению
прочностных свойств. Анализ этого явления по методике оценки эффек¬
тивности упрочнения при ТЦО с помощью корреляционной функции мик-
ропластических деформаций [146] показал, что в стали ЗОХГСА, начиная
с шестого-седьмого циклов, преобладает диффузионная релаксация
концентрационных напряжений и эффект упрочнения снижается.Автором исследования [87] проведен сравнительный анализ свойств,
полученных закалкой с последующим отпуском и после ТЦО. Он
выявил дополнительные возможности для получения заданных свойств
на прессованных профилях из среднелегированной стали ЗОХГСА: образ¬
цы имели большую термическую стабильность после ТЦО, чем после
стандартного режима. На основании полученных данных сделан выводо целесообразности применения ТЦО с печным нагревом в производстве
(при определенных условиях и специфических требованиях к материалу)
не только для повышения пластических, но и для прочностных харак¬
теристик.Высокотемпературная ТЦО с электронагревами легированных сталей
показала высокую эффективность этого способа ТО [95]. Эксперимен¬
тальные исследования влияния ЦЭТО на механические свойства раз¬
личных сталей, в частности 40ХНМ, показали, что в случае ЦЭТО
с постоянными параметрами (7’нагр = 870 °С, 7’Охл=450 °С, т = 200 с)
оптимальным числом циклов является 2. На рис. 3.14 приведена зави¬
симость предела прочности а„ от числа циклов. Изменяя температуру
отпуска после ЦЭТО с двумя циклами, получают перераспределение
свойств прочности и пластичности. Наибольшая прочность — после
отпуска при 100 °С в течение 1 ч. С повышением температуры от-106
Рис. 3.14. Зависимость максимального
предела прочности ав стали 40ХНМ от
числа циклов п при ЦЭТОРис. 3.15. Механические свойства ста¬
ли 40ХНМ после ЦЭТО и ВТМО:1 — печная закалка; 2 — ЦЭТО с двумя
циклами; 3 — ВТМО, деформация 50 %пуска снижается значение ств и увеличивается относительное сужение
■ф (рис. 3.15). Для сравнения на рисунке приведена кривая, полученная
по данным ВТМО с деформацией стали 50 %. ВТМО дает результаты,
сопоставимые с ЦЭТО. Структурный анализ показал, что при ЦЭТО
происходит измельчение зерен. Так, размер зерна после печной закалки
сталей 40ХН и 40ХНМ 17—20 мкм, а после ЦЭТО 7—8 мкм. Повышение
прочности и пластичности при ЦЭТО, как и при ТЦО, объясняется
в основном измельчением зерен в сталях с благоприятным распределе¬
нием примесных элементов в их структуре.В публикациях [15] и [36] описана технология ЦЭТО стали 55С2,
обычно применяемой для изготовления пружин и рессор. Важнейшим
свойством для этой стали является сопротивление усталости. Поэтому
режим ЦЭТО оптимизировали на наибольшую усталостную прочность,
которая достигается при электронагреве до 900 °С со скоростью
300 °С/мин, охлаждении до 80—85 °С со скоростью 300 °С/мин, числе
циклов 5 с последующим электропуском при 425 °С и выдержкой при
этой температуре в течение 10 с. При этом о_| составляет 620 МПа.
Такое увеличение усталостной прочности делает ЦЭТО внеконкурент¬
ной в сравнении со всеми известными способами упрочнения деталей,
работающих при высокочастотных переменных нагрузках. Исследова¬
ниям и разработкам технологий ТЦО с ускоренными электронагревами
конструкционных легированных сталей посвящены многие публикации
зарубежных авторов [243, 253, 254 и др.].3.3. ТЦО ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙАустенитные стали. Исследования, выполненные авторами, показали, что
ТЦО аустенитных сталей типа 08Х18Н10Т в целях повышения прочности
при сохранении пластичности и немагнитности следует вести по режиму:
8-кратное охлаждение заготовок или небольших изделий в жидком азоте
( —196 °С) с последующим нагревом до 700 °С и охлаждением на воз¬
духе до комнатной температуры. Изменение механических и физических
характеристик стали 08Х18Н10Т показано в табл. 3.17. Из анализа107
Таблица 3.17. Механические и физические свойства аустенитной сталитоа»(ТтНВвЧ>Магнитная
проницае¬
мость ц, Гс/эТеплопровод¬
ность при
20 °С X,Вт/м•калМПа°//оАустенизация при5403361590—163049711,414,71050°САустенизация и ТЦО7004432170—22803963211,1приведенных в таблице данных видно, что предложенная ТЦО существен¬
но улучшает механические характеристики данной стали при сохранении
ее немагнитности и снижении теплопроводности. Структура стали —
измельченный аустенит с небольшим количеством выделившихся диспер¬
сных карбидов. Следовательно, упрочнение стали в этом случае обуслов¬
лено не только фазовым наклепом, но и действием диффузионного
механизма а -+■ ^-превращений в стали, приводящих к измельчению струк¬
туры и дисперсионному упрочнению вторичными фазами.При исследовании влияния большого числа циклов (до 75) на меха¬
нические свойства стали 08Х18Н10Т было выявлено, что прочностные
свойства с увеличением числа циклов изменяются немонотонно. Наи¬
большее повышение НВ, а„ и ат наблюдали после первых восьми циклов,
а затем — снижение. На 25-м цикле, например, твердость вновь была экс¬
тремально большой, а после 32-го — снизилась на 200 МПа. Отмеченная
периодичность была обнаружена и на других сплавах [127]. Такое из¬
менение свойств объясняется в основном регулярной сменой в преобла¬
дании процесса упрочнения фазовым наклепом над разупрочнением от
диффузионных процессов перестройки кристаллической решетки при ре¬
кристаллизации. Однако возрастание немонотонной зависимости меха¬
нических свойств от числа циклов может быть обусловлено действием
дисперсионного упрочнения. Так как в аустенитных сталях наряду с ос¬
новным а -*■ ^-превращением идет и а -*■ е-превращение, то имеется
возможность повлиять на структуру и свойства этих сталей, исполь¬
зуя главным образом а-*- е-превращение. В этом случае температурный
интервал термоциклирования резко сужается. Так как у стали 0Х18Н10Т
a е-превращение идет при температуре ниже комнатной, то был опро¬
бован режим ТЦО с охлаждениями до —196 °С (в жидком азоте)
с отогревами на воздухе до комнатных температур [218]. Установлено,
что эффект упрочнения в этом случае обусловлен измельчением исход¬
ного размера зерна вследствие появления большого числа пластин
е-фазы. Это улучшает основные механические свойства стали Х18Н10Т
[139].Применительно к марганцовистым аустенитным сталям типа Г20
разработана технология ТЦО, также основанная на использовании
фазовых Y^te-переходов. Так как в указанных сталях начало прямого
и конец обратного v ^ е-превращений находятся в интервале темпе¬
ратур от 100 до 600 °С, то и ТЦО осуществляли по соответствующему
режиму (100 600 °С) [а. с. 482504]. Экспериментально установлено,
что гомогенность структуры литой стали Г20 [28] и улучшение механиче¬
ских свойств [178] достигаются после пяти циклов.В работе [178] изучали влияние ТЦО на структуру и механические
свойства метастабильных аустенитных сталей 20Н24М4, 30Н24М4 и108
30Н25Ф2. Авторы решили задачу применения к метастабильным аустенит -
ным сталям ТЦО вместо деформационного упрочнения. ТЦО сталей про¬
водили после предварительной закалки (нагрев до 1150 °С, выдержка
30 мкм, охлаждение в воде) по следующему режиму: заготовки охлаж¬
дали до температуры —196 °С в течение 30 мин, а затем нагревали
в расплаве олова до 700 °С, после чего охлаждали в воде. Такие
циклы проводили до 10 раз.Хороший комплекс характеристик механических свойств при испыта¬
ниях на растяжение был получен на сталях 20Н24М4 и 30Н25Ф2
после второго цикла: 1) а„=1320 и ат=1080 МПа, бю + 25 и \J> = 49 %;
2) а„=1400 и ат = 900 МПа, бю = 23 и \J> = 25 %. Наибольшая проч¬
ность стали 30Н24М4 была после пяти циклов: а„= 1060 и ат = 900 МПа,
6io=19 и \J> = 23 %. Увеличение числа циклов не приводило к росту
значений предела прочности, а предел текучести даже несколько умень¬
шался. Исследованные стали в исходном для ТЦО состоянии (после
закалки в воде) имели следующие значения механических свойств:
ав = 650Ч-800 и ат = 250300 МПа, 6|0 = 40-М5 и \j> = 60-+70 %.Итак, работы, выполненные по отработке ряда способов ТЦО аустенит -
ных сталей, показали перспективность этой технологии в части получения
высокого уровня механических свойств.В работе [27] исследовали влияние ТЦО на структуру, фазовый
состав и механические свойства сталей 0Х13Н7 и 0Х13АН7 переходного
мартенситно-аустенитного класса. Ставили задачу получения на этих ста¬
лях увеличенной наведенной пластичности фазовыми превращениями
при ТЦО. Для этого в целях максимального измельчения зерен рекристал¬
лизацией стали подвергали пяти циклам (20^ 720°С) нагрева в свин¬
цовой или соляной ванне и для создания наклепанного аустенита, ста¬
билизированного в отношении у a-превращения, производили еще
20 циклов в режиме 20 ^ 680 °С. При такой обработке в стали ОХ13Н7
было 25 % наклепанного аусте¬
нита, а в стали 0Х13АН7 — 40 %.Это существенно увеличивало плас¬
тичность сталей. Результаты меха¬
нических испытаний образцов по¬
сле ТЦО приведены в табл. 3.18.Увеличение пластичности мо¬
жет быть использовано, например,
для «перевода в прочность» при
одновременном формообразовании
холодным (объемным или поверх¬
ностным) деформированием.Мартенситностареющие стали. Такого типа стали обладают благо¬
приятной особенностью: высокими технологической пластичностью после
закалки, прочностью и достаточной пластичностью после искусственного
старения. В связи с этим режимы обычных ТО и ТЦО делят на два
вида: смягчающие (предварительные) и упрочняющие (окончательные).
Известно из практики ТЦО аустенитных сталей, что термоциклирование
стабилизирует аустенит. Следовательно, вызывая это явление в мартен-
ситностареющих сталях, можно добиться увеличения в их структуре
количества аустенита, что сделает сталь еще более пластичной — лучше
обрабатываемой давлением и резанием. В этом суть смягчающих ТЦО.
С другой стороны, ТЦО, измельчая зерна в стали и делая остаточный
аустенит более стабильным (более отпускоустойчивым), приводит к тому,Таблица 3.18. Механические свой¬
ства сталей ОХ13Н7 и ОХ13АН7 после
ТЦОМарка сталиМПа°//о0Х13Н70Х13АН71070102068066020.516.57567109
Таблица 3.19. Количество g0CT в структуре и механические свойства стали
03Х12Н8К5М2ТЮ после предварительных ТОТО0П.2О а6ЙОС'ГЧислопере¬гибовHRC,МПа%Закалка (950 °С)800—8501000—10501,8—2,005—726То же, старение (670 °С,
50 мин)700—7501050—11003,5—3,8158—1029Закалка (950 °С), отпуск
(670°С, 100 мин)700—7401040—10804,4—4,5158—1131Закалка (950 °С), ТЦО
(670*^20 °С, 5 циклов)640—6601020—10808,4—8,86014—1628То же, 10 циклов590—6101020—106010—11,67014—1627» 30 циклов520—540950—100010,4—10,87217—1926что при упрочняющем старении выделяется большее число менее дис¬
персных интерметаллидных частиц. ТЦО в данном случае подготавли¬
вает структуру к большему упрочнению мартенсита при его старении.В работе [212] исследовано влияние ТЦО на количество остаточ¬
ного аустенита g0ст и механические свойства мартенситностареющей
стали 03Х12Н8К5М2ТЮ. Критические точки этой стали: ЛС| = 600°С,
Лсз = 700°С, МН=180°С и Мк = 60°С. Исходя из этого ТЦО вели в
диапазоне температур 20^t670 °C. Основные результаты исследования
проволочных образцов [212] приведены в табл. 3.19.Из таблицы видно, что значения ао.г после ТЦО снижены в 1,25—1,5 раза по сравнению с обычно применяемой к этой стали закалкой
от температур однофазной у'°бласти; относительное удлинение возра¬
стает в 4—5 раз, число перегибов при испытании — в 2—2,5 раза.Обычно в исследованной стали в результате отпуска (старения)
восстанавливается до 20 % аустенита. С помощью ТЦО его можно
получить более 70 %. Это имеет принципиальное значение и дает до¬
полнительное увеличение пластичности даже по сравнению с продолжи¬
тельной, но одноразовой выдержкой при температурах а + у_°бласти.
Сталь после ТЦО по предложенному авторами режиму обладает более
высокой технологичностью в холодном состоянии.Вопрос о возможности увеличения технологической пластичности при
высоких температурах с помощью ТЦО изучали на стали 01Х11Н10М2Т
[212]. Эта сталь при нагреве имеет три «всплеска» («пика») повышения
пластичности. Исследования показали, что вышеуказанные пики плас¬
тичности обусловлены а -► у-превращением (600 °С), рекристаллиза¬
цией аустенита (850°С) и собирательной рекристаллизацией (1000°С).
Структурная нестабильность, т. е. перестройка кристаллической струк¬
туры, является причиной каждого из пиков пластичности. При ТЦО
отмечены измельчение зерен и изменение фазового состава стали. Если
термоциклировать, нагревая до а -*■ у-превращения и закаливая 4 раза,
то в стали 03Х11Н10М2Т появляется до 50% фазонаклепанного
аустенита, увеличивающего эффект увеличения пластичности при рекри¬
сталлизации (850 °С). Однако более эффективным оказалась ТЦО по
другому режиму: 4-кратная закалка с нагревом до 900 °С. При этом
наблюдался рост пиков пластичности при обеих рекристаллизациях
(850 и 1000 °С). Слияние рекристаллизационных пиков пластичности
образует в результате ТЦО температурную область повышенной пластич-110
Таблица 3.20. Механические свойства стали 02Н18К12М5Т после ТЦОи старенияТОо., МПаОр6KCUKCVHRC,%Дж/см2Основная19151,33,8—6,330—45312549—53ТЦО-120361,76,3—7,650—52675250—53ТЦО-220321.87,0—8,670—85655052—54ности стали. Это для горячего пластического деформирования более
приемлемо, чем существование двух, но узких пиков пластичности.Иначе, но для той же стали 03Х11Н10М2Т, разработана упроч¬
няющая ТЦО [212]. Она состоит в 4-кратном нагреве со скоростью
240 °С/мин до 1060 °С и ускоренном охлаждении до 150 °С. Старение
после ТЦО при 490 °С в течение 1 ч 15 мин. При этом предел
прочности стали был увеличен на 12 %, а ударная вязкость— на 24 %
по сравнению с тем, что обычно получается в результате традиционной
ТО стали 03Х11Н10М2Т. В результате проведения ТЦО зернистость
стали изменилась от 0 до 5—6 баллов.Эксперименты, выполненные авторами на другой мартенситноста-
реющей стали 02Н18К12М5Т, показали возможность дальнейшего уве¬
личения прочности с помощью ТЦО и соответствующего старения. На¬
званную сталь рекомендуется термически обрабатывать по следующему
режиму: закалка от 820 °С, выдержка 1 ч, старение 510 °С в течение
3 ч, охлаждение на воздухе. Так как измельчение зерна происходит
при термоциклических закалках из межкритического интервала темпе¬
ратур, то ТЦО образцов производили по следующей технологии: 3-крат¬
ный нагрев до 720—750 °С с последующим охлаждением на воздухе
до 100—80 °С (ниже Л1„), старение — при 520 °С в течение 3 ч (ТЦО-1).
Установлено, что в процессе ТЦО критическая точка а ^превращения
(v4с|) снижается. С другой стороны, при циклических закалках быстрое
охлаждение с максимальных температур нагревов нецелесообразно, так
как температура начала у a-превращения для указанной выше и анало-Та блица 3.21. Механические свойства стали 03Х12Н7ЮМ после различ¬
ных ТОТОHRC,о»о о:26Ч>KCU,Дж/см2МПа)29104097013,56265401300120010,7564528107099013,56250401280123011,558452898092012,56485431320127010,862702811009808,8615042135012908,05842данные после ТЦО,в знаменателе — послеЗакалка (1150 °С, вода)ТЦО (450 ч* 760 °С, вода) с циклами:ТЦО н старения.in
гичных сталей имеет значение, близкое к 150—200 °С. Поэтому опробо¬
ванная ТЦО с переменными параметрами оказалась эффективной в
части повышения механических свойств. Режим ТЦО-2 состоял в 4-крат-
ном нагреве до 950, 850, 700 и 650 °С с последующим охлажде¬
нием на воздухе до 200—250 °С и далее в воде. После ТЦО-2 провели
обычное старение образцов при 520 °С в течение 3 ч, охлаждение на
воздухе. Результаты механических испытаний приведены в табл. 3.20.Наконец, также в целях упрочнения была применена ТЦО к мартен-
ситностареющей стали 03Х12Н7ЮМ [127], а полученные результаты при¬
ведены в табл. 3.21, Из анализа данных табл. 3.21 следует, что лучшее
сочетание механических свойств получено при ТЦО с пятью циклами.Таким образом, для ТЦО мартенситностареющих сталей трудно вы¬
вести какие-либо общие рекомендации. Несомненно то, что ТЦО дает
возможность влиять на кинетику фазовых и структурных превращений,
позволяет влиять на механические свойства и технологичность сложных,
в познавательном отношении, мартенситностареющих сталей.ЦЭТО высоколегированных сталей. Представляет интерес способ
ЦЭТО с нагревом образцов ТВЧ [164]. Нагрев производили на индук¬
ционном аппарате мощностью 220 кВт и частотой тока 3000 Гц. За¬
готовки в виде пластин размером 12,5Х 152X228 мм вырезали из стали,
содержащей (%): 0,1 С, 0,72 Мп, 0,007 Р, 0,004 S, 0,26 Si, 4,95 Ni,
0,58 Сг, 0,52 Мо, 0,002 О, 0,64 V, 0,019 А1. При ТЦО заготовки
перемещали вертикально с контролируемой скоростью и закаливали
в воде. Нагрев при этих многократных закалках ТВЧ производили
до 777 °С. После термоциклирования делали отпуск при 205 °С в тече¬
ние 1 ч.Таблица 3.22. Механические свойства стали с содержанием 5% Ni + Cr ++ M0 + V + M11ТО<*0.26fкси,Дж/см2SМПаV/оОбычная закалка1175И 5015,068,210440ЦЭТО с °С/с:141405128016,066,39790091485142016,065,2771935Исследование влияния данного способа ЦЭТО на структуру и меха¬
нические свойства стали (5% Ni + Cr-fMo-fV + Mn) производили при
различных скоростях нагревов стали. Оказалось, что лор, = 5. В табл. 3.22
приведены механические свойства и среднее число зерен S в плоскости1 см2 для образцов, прошедших различную ТО.В опытах с другой сталью, содержащей (%) : 0,24 С, 0,8 Мп, 0,006 Р,0.003Р, 8,94 Ni, 0,24 Сг, 0,26 Мо, 0,021 А1, были получены аналогичные
результаты о влиянии 5гкратной электрозакалки на структуру и меха¬
нические свойства. Конкретные значения механических свойств после
ЦЭТО указанной никелевой стали и после обычной закалки приведены
в табл. 3.23. Нагрев при ЦЭТО и обычной закалке производили для
исследованной стали до 760 “С, а отпуск при 538 °С в течение 1 ч.
Скорость нагрева при ТЦО 11 °С/с.Авторы работы [164] считают, что предложенный ими способ ЦЭТО
уникален и может быть осуществлен в целях повышения прочности112
Таблица 3.23. Механические свойства стали с 9 % Ni + Cr + Mo + MnТОо8Ои.26Ч’кси.МПа°//0Дж/см2Обычная закалка11259801863,197ЦЭТО130012401861,390без уменьшения пластичности, а также для снижения температуры по¬
рога хладноломкости при улучшении качества поверхности пластин,
поковок и других деталей.В результате изучения влияния ЦЭТО на стали, легированные
никелем и молибденом (0,25 % С, 24 % Ni и 4 % Мо), рекомендо¬
вано применять ТЦО вместо низкотемпературной деформационной обра¬
ботки [97]. После первой электрозакалки в такой стали содержатся
аустенит и мартенсит. При повторном нагреве происходит обратное
М -*- A-превращение, но новый аустенит оказывается упрочненным, менее
устойчивым от напряжений, а температура начала его мартенсит-
ного превращения — более высокой. Так как на этой стали от цикла
к циклу упрочняется аустенит (действует фазовый наклеп), а рекристал¬
лизация его не успевает произойти, то температура Ми постепенно уве¬
личивается. Поэтому после пяти циклов сталь имеет в структуре больше
мартенсита и упрочненный фазовым наклепом остаточный аустенит с
твердостью HRC9^42. Сталь в таком состоянии обладает высоким со¬
противлением разрушению.В США запатентован способ измельчения структуры грубозернистой
стали (пат. 3.201.288). По этому способу сталь с мартенситной струк¬
турой подвергают нагреву до 927—1038 °С и затем охлаждают до 79—
204 °С. При этом аустенитная структура полностью превращается в
мартенситную. Циклы многократно повторяют, в результате чего легиро¬
ванная сталь мартенситного класса, имевшая первоначально крупнозер¬
нистую структуру, становится мелкозернистой. Этот способ применим к
мартенситностареющим сталям типа Н25КЮМ5Т.В работах [58, 59] были исследованы стали аустенитного класса.
В частности, изучено влияние скоростного циклического электронагрева
на структуру и свойства никелевых сталей ИЗО, 30Н27 и 50Н26. Тех¬
нология ЦЭТО состояла в многократном электронагреве сталей до 600—
750 °С со скоростью нагрева 700 °С/с и охлаждении до — 196 °С. Резуль¬
таты механических испытаний показали, что такая ЦТО по схеме y а -*■
-*■ v приводит к значительному упрочнению никелевых аустенитных ста¬
лей. Однако увеличение прочности сопровождалось снижением пластич¬
ности.Авторы работы [88] предположили, что, изменяя скорость нагрева,
число циклов, температуру нагрева в области а^у-превращения, можно
одновременно регулировать количество стабильного аустенита, дисперс¬
ность и распределение частиц в структуре мартенситностареющих сталей
Н18М5Т2 и Н18К8М5Т. Поэтому целью исследования было изучение
влияния ЦЭТО с различными скоростями нагревов на структуру, морфо¬
логию и размер частиц второй фазы и механические свойства указан¬
ных сталей. Установлено, что улучшить структуру и механические свой¬
ства мартенситностареющих сталей можно путем ЦЭТО в области
a -у-превращения.8 В. Федюкин и др.113
3.4. ТЦО ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙПредварительной ТО любой инструментальной стали является смягчаю¬
щий отжиг. Отжиг инструментальных сталей для получения зернистого
перлита длителен и часто не дает полного превращения исходной струк¬
туры (после литья, ковки и других высокотемпературных обработок)
в структуру, необходимую для улучшения обрабатываемости резанием.
Для получения структуры зернистого перлита в инструментальных
углеродистых и низколегированных сталях был использован метод ТЦО.Инструментальные стали У8, УЮ после литья, ковки и нормализа¬
ции имеют практически одинаковую структуру пластинчатого перлита.
В связи с этим влияние ТЦО на указанные стали изучали после их
нормализации до получения пластинчатого перлита. Был разработан
ускоренный режим ТЦО для получения зернистого перлита. Технология
этого режима применительно к углеродистым инструментальным сталям
состоит в 3-х — 6-кратном ускоренном нагреве до температур на 30—50 °С
выше точки Ас\ с последующим охлаждением вначале на воздухе до
температуры на 30—50 °С ниже точки А,\ и далее в воде или масле.
Последнее охлаждение — только на воздухе. Изменение твердости ста¬
лей У8 и УЮ в процессе ТО дано в табл. 3.24. Исследование по¬
казало, что при ТЦО пластинчатый перлит инструментальных сталей легко
переводится в зернистый и твердость снижается до значений, дости¬
гаемых отжигом. Оптимальное число циклов при ТЦО по данному
режиму: для стали У8—4, а для УЮ — 6. Механические свойства прут¬
ков диаметром 30 мм из стали УЮ, прошедших ТЦО, приведены в
табл. 3.25. Для сравнения приведены данные механических свойств
этой же стали после отжига для получения зернистого перлита.Исследования, проведенные на обрабатываемость стали У10, про¬
шедшей отжиг и ТЦО, показали, что обрабатываемость после ТЦО
улучшается на 35—40 % в сравнении с обрабатываемостью отожжен¬
ной стали. Графики износа по задней грани резца из твердого сплава
Т5КЮ представлены на рис. 3.16. Углы заточки резца ф = 45°, ф, = 15°,
a = ai = 10°, 7,,= 10°, уь = 0°. Испытания на стойкость резцов, изготов¬
ленных из стали УЮ, показали, что резцы, подвергаемые ТЦО, имели
меньший износ, чем резцы, изготовленные из предварительно отожженной
стали. Так, было установлено, что ТЦО инструментальных углеродистыхсталей для получения зернистогоТаблица 3.24. Изменение твердости
в процессе ТОНВ, МПаТОСтальУ8СтальУЮОтжиг для получе¬17901700ния зернистого
перлитаНормализация26903000ТЦО с циклами:2198020703187019804179019205—18506—1790перлита не только является техно¬
логией ускоренной, но и улучшаю¬
щей свойства готового инстру¬
мента. ТЦО, увеличивая пластич¬
ность сталей, улучшает обрабаты¬
ваемость металлов давлением.Таблица 3.25. Механические свой¬
ства стали У10 после ТЦОТОо.От6Ч>KCUАгМпа°//оДж/см2ТЦООтжиг68670444346416,310,22516,63067,54114
Таблица 3.26. Изменение твердо¬
сти при ТЦОНВ, МПаСталь 9ХССталь ШХ15Отжиг17002170Ковка32103640ТЦО с цик¬
лами:1277032102241025503217022804196021705179021706174021700,40,30,20,11У'Югозо г,минРис. 3.16. Износ резца T5KI0 при
обработке стали У10:1 — отжиг (заводской, изотермиче¬
ский) ; 2 — ТЦОНапример, ТЦО горячекатаных лент из стали У10 позволяет интенси¬
фицировать холодную прокатку лент и сократить число промежуточных
ТО (пределов).Указанная технология ТЦО инструментальных сталей для получения
зернистого перлита была применена к заготовкам для крупногаба¬
ритного штампового инструмента (пуансонов диаметром 210 и длиной
382 мм) из сталей У8А и У10А [219]. ТЦО этих сталей состояла
из двух нагревов до Aci + (20-f-10) °С и охлаждений вначале на воз¬
духе до 600 °С, а потом в воде. После третьего нагрева — охлаж¬
дение на воздухе до комнатной температуры. Применение ТЦО позво¬
лило получить инструмент с равномерной твердостью по рабочей по¬
верхности и без так называемых поводок. Эксперименты показали, что
ТЦО эффективно снижает твердость легированных инструментальных
сталей. Результаты исследования, выполненного на горячекованых
сталях 9ХС и ШХ15, приведены в табл. 3.26. Данные таблицы свиде¬
тельствуют о том, что обычный отжиг сталей 9ХС и ШХ15 может
быть заменен ТЦО для получения зернистого сорб^тообразного пер¬
лита. Внедрение ТЦО этих сталей на предприятиях может дать зна¬
чительный экономический эффект, так как резко повышает технологи¬
ческую мобильность и позволяет создать непрерывный (поточный) про¬
цесс изготовления продукции, начиная от ковки заготовок.На заводе «Вулкан» ПО им. К. Маркса были проведены исследо¬
вания возможности увеличения износостойкости клиньев круглотрикотаж¬
ных машин [222]. Для этой цели был использован метод ТЦО. Суще¬
ствующая технология отжига имеет ряд недостатков: наличие обезугле-
роженного слоя в отливках, карбидная неоднородность как по размерам
карбидов, так и по их распределению. Сравнительные испытания про¬
водили на нескольких типоразмерах клиньев из стали ШХ15Л партиями
по 35—40 шт.; причем лабораторные испытания были проведены на специ¬
альном стенде, натурные — на машине ДЛ-4. Натурные испытания осуще¬
ствляли следующим образом: первоначально клинья были установлены
на машину ДЛ-4, обкатывались в течение 2 ч, затем тщательно обез¬
жиренные клинья взвешивали на аналитических весах АДВ-200М, после
чего ставили на машину для дальнейшей работы. Длительность испытания
120 ч (15 рабочих смен). Испытания проводили на холостом ходу при
частоте вращения игольного цилиндра 35 об/мин, предусмотренной ТУ.
После окончания испытаний клинья вторично взвешивали в целях опреде¬
ления износа. Указанный метод широко применяют для определения115
износа небольших деталей. Разработанный способ ТЦО позволяет заме¬
нить отжиг, сократить и автоматизировать процесс ТО клиньев из стали
ШХ15Л, повысить качество изделий улучшением их износостойкости.Были проведены опыты по ЦЭТО стали ШХ15 с грубопластинчатой
структурой для получения зернистой структуры вместо пластинчатой
[97]. Опыты выявили возможность такой ЦЭТО. До настоящего времени
заготовки колец подшипников в виде труб или колец подвергали от¬
жигу для получения зернистого перлита. Этот отжиг вели в печах
с температурой 780—810 °С, выдержка в течение 2—6 ч, охлаждение
со скоростью 15—30 °С/ч. Продолжительность отжига обычно составляет
24—30 ч. ЦЭТО может быть рекомендована вместо отжига стали ШХ15
для получения зернистого перлита. Термоциклирование проводили со ско¬
ростью нагрева ТВЧ 50°С/с, температура нагрева 900—920 “С, охлаж¬
дение на воздухе до 650 °С, далее выдержка при этой температуре 60 с.
Такое 5-кратное термоциклирование приводит к структуре зернистого пер¬
лита, необходимой для механической обработки заготовок. Была описана
производственная технология ЦЭТО трубных или прутковых заготовок из
стали 111X15. Показано, что ЦЭТО может быть осуществлена пере¬
мещением, например трубы, через пять последовательно расположенных
индукторов ТВЧ. Позднее технология ЦЭТО стали ШХ15 была усовершен¬
ствована [98] и опробована в производственных условиях Первоураль¬
ского новотрубного завода [99]. Трубы длиной 8 м, диаметром 70 мм
(толщина стенки 7 мм) и диаметром 140 мм (толщина стенки 14 мм)
пропускали через один нагревающий индуктор на специальном стане.
При таких циклах нагрева была получена необходимая зернистая
структура. Размер карбидных зерен при ЦЭТО получался меньше требуе¬
мого по ГОСТу, и твердость (НВ) составляла 2130—2280 вместо 1870—
2070 МПа. Увеличение размеров карбидных зерен и большее снижение
твердости возможны при отработке оптимального режима ЦЭТО [99].
Исследования в этом направлении продолжаются.Следует отметить, что опыты, выполненные на горячекатаных кольце¬
вых заготовках из стали ШХ15, обработанных способами ТЦО с печным
нагревом и ЦЭТО, показали практически одинаковые результаты по
структуре и свойствам. Это доказывает, что основной причиной измене¬
ния в структуре и свойствах при ЦЭТО является не специфика электро¬
нагрева, например ТВЧ, а температурный режим и отсутствие выдержки
в аустенитном состоянии.В последние годы ЦЭТО стали ШХ15 в целях формирования
структуры с мелкими сферическими карбидными зернами была усовер¬
шенствована и опробована [73]. В результате проведения ЦЭТО на уста¬
новке электроконтактного нагрева, оснащенной магнитометрическим дат¬
чиком для контроля за температурой фазового перехода, были найдены
основные закономерности влияния ЦЭТО на структуру и свойства ис¬
следованной стали 111X15. Опыты показали, что за первый цикл твер¬
дость снижается, например, от 3680 до 2550 МПа, после шести-семи
циклов она становится равной 2070 МПа. Дальнейшее снижение твер¬
дости возможно, но нецелесообразно. После трех циклов зернистая струк¬
тура стали ШХ15 соответствовала 13—14 баллам. Так, были получены
закономерности, по которым определен режим смягчающей ЦЭТО для об¬
работки опытной партии в производственных условиях. Опытная партия
металла, обработанного по новой технологии ЦЭТО вместо отжига,
была изготовлена для ВАЗа на Златоустовском металлургическом заводе.
Промышленная партия стали 111X15 была высокого качества.116
Исследовали влияние термо¬
циклического отжига на структуру
и свойства быстрорежущих сталей.Классической быстрорежущей
сталью является сталь Р18. Она
хорошо обрабатывается, в част¬
ности, отжиг ее дает стабильные
результаты, но требует значитель¬
ного времени и точного соблюдения
температурного режима. Поэтому
для первых экспериментов по влия¬
нию ТЦО на снижение твердости
быстрорежущей стали была вы¬
брана сталь Р18. С этой целью
были отлиты образцы размеров
10X30X200 мм, твердость (НВ)
стали 5340—5780 МПа. Структура литой стали Р18 приведена на
рис. 2.8, а. В результате проведенного исследования установлено, что
оптимальным режимом ТЦО литой стали Р18 является 5-кратный на¬
грев со скоростью 40—50 °С/мин до 820—850 °С с последующим охлаж¬
дением со скоростью 100 "С/мин (на воздухе) до 600—650 “С. Оконча¬
тельное охлаждение до комнатной температуры — на воздухе. При ТЦО
происходит полный распад ледебуритной структуры с формированием
структуры зернистого перлита. На рис. 2.8, б приведена структура литой
быстрорежущей стали Р18 после ТЦО. Изменение твердости в процессе
ТЦО литой быстрорежущей стали Р18 показано в табл. 3.27.Широко используют для изготовления литого инструмента быстро¬
режущую сталь РЛ-1 или РЛ-2. Отжиг инструмента из стали РЛ-1
рекомендуется производить в следующем режиме: загрузка в печь при
температуре не выше 500 °С; нагрев до 880±10°С со скоростью не
более 1,6°С/мин; выдержка при 880±10°С в течение 8 ч; снижение
температуры печи до 500 °С со скоростью не более 0,6 °С/мин; дальней¬
шее охлаждение на воздухе или вместе с печью. В результате такого
отжига твердость стали не более 2690 НВ. В литом состоянии образцы,
вырезанные из отливок (сверл), имели твердость 5500—5700 НВ. Под¬
вергая образцы различным режимам ТЦО в лабораторных условиях,
установили, что эффективным является следующий режим: 4-кратный
быстрый нагрев (со скоростью порядка 60 °С/мин) до температуры
815 ±5 "С с последующим охлаждением на воздухе до температуры
650±5°С. Последнее охлаждение — на воздухе до комнатной темпера¬
туры.В результате ТЦО стали РЛ-1 по описанному режиму достигается
такой же эффект, как и при отжиге. Структура термоциклированной
стали РЛ-1 приведена на рис. 2.9, а изменение твердости —
в табл. 3.27.Таким образом, на основании исследования по определению влия¬
ния ТЦО на снижение твердости литых быстрорежущих сталей Р18
и РЛ-1 можно сделать следующие выводы: 1) ТЦО может быть при¬
менена вместо традиционного отжига быстрорежущих сталей; 2) ТЦО
непродолжительна и легко осуществима как в лабораторных так и
заводских условиях. ТЦО литых и горячекатаных быстрорежущих сталей
может быть использована на металлургических и других заводах,
производящих быстрорежущие стали.Таблица 3.27. Изменение твердо¬
сти литых сталей PI8 и РЛ-1 при ТЦОТОНВ, МПаСталь Р18Сталь РЛ-1Исходное со¬5460-57805500—5700стояние (лн-
тье)ТЦО с цик¬
лами:I4070—43003700— 380023210—35203100—320032770—30002700—280042550-26902600—270052480—25502550—2640117
К аналогичным выводам пришли авторы работы [26], изучавшие
влияние ТЦО на структуру и свойства инструмента из стали РЛ-2.
В связи с устранением карбидной сетки по границам зерен в стали
при ТЦО удалось в готовом инструменте получить, например, предел
прочности на изгиб 1190 МПа, на нетермоциклированных образцах —
590 МПа. Твердость быстрорежущих сталей после отжига должна быть
не более 255 НВ (около 25 HRC3). Для быстрорежущих сталей с ко¬
бальтом или высоким содержанием ванадия допускается твердость 269—
285 НВ (27—29 HRC3). Отжигаемость быстрорежущих сталей низкая,
и поэтому продолжительность отжига достигает 20—40, в лучшем слу¬
чае — 10—25 ч.В целях сокращения времени отжига быстрорежущих сталей про¬
водили ТЦО ряда быстрорежущих сталей [198]. Закаленные образцы
из сталей Р18, Р12, Р9, Р6МЗ, Р9Ф5, Р9К5, Р6М5К5, Р9КЮ, Р9М4К8,
Р8МЗК60 и Р12Ф2К8МЗ нагревали в соляной ванне (начиная от 680 °С
вместе с расплавом) до заданной температуры, затем ванну с образ¬
цами охлаждали до минимальной температуры цикла. Нагревы и охлаж¬
дения повторяли. Твердость образцов измеряли после различного числа
циклов. Было показано, что лучшие результаты получены при ТЦО
в диапазоне температур 675—885 °С. Число циклов зависит от исходной
твердости стали и колеблется от 2 до 14 при закалке от 1100°С до
сильно перегретой стали при закалке от 1275°С. Аналогичные экспери¬
менты, выполненные в обычной камерной печи, давали несколько худшие,
но вполне удовлетворительные результаты.Далее было определено [194], что при описанном выше отжиге
общая длительность процесса зависит от химического состава стали,
температуры и продолжительности нагрева при выполнении предшествую¬
щих операций ТО: ковки, штамповки, прокатки или сварки. Чем
выше температура предварительного иагрева и больше его длитель¬
ность при выполнении указанных операций, тем хуже отжигаемость
стали, тем больше оптимальное число циклов отжига. Число циклов
длительностью по 30 мин каждый изменяется от 2 до 8, и общая
продолжительность термоциклического бесступенчатого отжига состав¬
ляет лишь 1—4 ч, т. е. в 10—15 раз меньше, чем при класси¬
ческих видах отжига. Так, при отжиге стали Р6М5 или Р18, подвер¬
гавшейся ковочному нагреву при 1150°С, оптимальное число циклов
отжига равно 2 и его общая продолжительность составляет 1 ч; после
закалки этих же сталей от 1220 и 1275 °С оптимальное число циклов
возрастает до 4, а общее время отжига увеличивается до 2 ч. При¬
мерно 4 ч (8 циклов) требуется для получения твердости 25 HRC3 в
сварных заготовках с рабочей частью из стали Р6М5 или Р18.В работе [195] предложено ТЦО вести не в одной ванне, а в
двух. Температура первой ванны 850 °С, температура второй — 650—
750 °С. Термоциклический отжиг закаленных образцов из быстрорежущих
сталей осуществляли переносом изделий из одной ванны в другую и об¬
ратно. Число циклов от 2 до 7, требуемая твердость 25 HRC3. Длитель¬
ность нахождения изделий в каждой ваине 30 мин. Отмечено, что труд¬
нее отжигаются стали, закаленные с перегревом. Число циклов в этом
случае для сталей Р6М5 и Р18 равно 3, а для сталей Р6М5К5, Р9М4К8,
Р12МЗК8Ф2 оно возрастает до 4—5. Но и в этом случае длительность
термоциклического отжига составляет 3—5 ч, т. е. в 3—4 раза меньше,
чем при обычных способах отжига.Данный способ ТЦО был применен авторами работ [195, 196] к свар¬118
Таблица 3.28. Зависимость числа
циклов от диаметра сварных загото¬
вок инструмента■*.2го.S SE
и жТребуемая твердость шване более 25 HRC,не более 27 HRC,о, игДли¬Дли¬V СЧислотель¬Числотель¬03 СцикловностьцикловностьJtaч %ТЦО, чТЦО. ч10203040506023456ным заготовкам инструмента из
сталей Р6М5 и 45. Установлено,
что чем больше диаметр заготовок,
тем большее число циклов требу¬
ется, чтобы получить нужную твер¬
дость (25 или 27 HRC,). В табл. 3.28
приведены соответствующие дан¬
ные экспериментов.Увеличение числа циклов и
длительности термоциклического
отжига с возрастанием диаметра
сварных заготовок обусловлено
замедлением сквозного прогрева¬
ния заготовок [196, 197]. По ре¬
зультатам исследований создана
промышленная технология и
спроектирован агрегат для ТЦО
сварных заготовок в двух ваннах. Загрузка заготовок в одну корзину
100 кг. Производительность агрегата до 600 кг заготовок в час. Раз¬
работанные способы термоциклического отжига быстрорежущих сталей и
сварных заготовок инструмента рекомендуются для широкого применения
как в единичном, серийном, так и в массовом производстве.Термоциклическая обработка штамповых сталей помогает решить
актуальную задачу повышения технологичности этих сталей и увеличения
стойкости готовых изделий штамповой оснастки. Для изготовления штам-
повой оснастки холодного деформирования широко применяют сталь
Х12Ф1. Присутствие в структуре этой стали большого количества кар¬
бидов (15% по массе) обеспечивает высокую износостойкость —
качество, особенно необходимое для штамповой стали холодного дефор¬
мирования. Однако наличие большого количества карбидов в стали при¬
водит к заниженной ударной вязкости. Большая легированность стали
создает устойчивые к растворению карбиды. Это требует увеличения
температуры закалки для большего растворения карбидов и получения
нужной твердости мартенсита. Большая температура закалки приводит
к увеличению размеров зерен в стали. Поэтому для того чтобы проявился
эффект наследственности, стремятся перед закалкой иметь в стали
мелкие зерна. Однако обычный отжиг в этом случае малоэффективен.Диаграмма распада аустенита стали Х12Ф1 показывает, что при не¬
прерывном охлаждении на воздухе от 850 °С (температура отжига)
структурное превращение в стали носит чаще всего мартенситный
характер. Понижение степени легирования аустенита всегда приводит
к снижению его устойчивости — к более быстрому и полному распаду.
Ускоренные нагревы и охлаждения, отсутствие изотермической выдержки
при ТЦО позволяют снизить в аустените степень растворения легирую¬
щих элементов. Это приводит при охлаждениях от тех же температур
к перлитному или бейнитному превращению в стали. Таковы физические
основы режима предварительной (смягчающей) ТЦО стали Х12Ф1. Он
заключается в 2—4-кратиом ускоренном нагреве до 860 °С с последую¬
щим охлаждением на воздухе до 80—20 °С. При такой ТЦО форми¬
руется сверхмелкозерниетая структура, а твердость становится удовлет¬
ворительной для обработки изделий резанием [224], Снижение твер¬
дости при увеличении числа циклов происходит неодинаково быстро в
заготовках различного сечения (размера). В крупных заготовках (диа¬
метром 60 мм) уже после двух циклов твердость снижается от 5000
до 3000 МПа. В прутках диаметром, например, 6 мм твердость снижается
до 3300 МПа и после пяти циклов не изменяется. Для дальнейшего
снижения твердости нужен отпуск при 600—700 °С.Обычная окончательная ТО, заключающаяся в закалке от 1030 °С
в масле и последующем отпуске при 180 °С, обеспечивает после раз¬
личных способов предварительных обработок следующие механические
свойства:KCU, Дж/см2 HRCs Оизг, МПа
Отжиг . 27 60—61 2460ТЦО . 37 60—61 3500Следовательно, ТЦО, выполняемая вместо отжига, даже после тради¬
ционного режима закалки и низкого отпуска положительно сказыва¬
ется на окончательных свойствах готового инструмента.Было проведено также исследование и опробование ТЦО в качестве
окончательной для некоторых марок штамповых сталей: 5ХНМ и
4Х5МФС — для горячего деформирования металлов и Х12Ф1 — для хо¬
лодного. Применение СТЦО для штамповых сталей требует большого чи¬
сла циклов: от 8 до 14. В связи с этим были опробованы другие
режимы ТЦО, позволяющие получить необходимые твердость и повышен¬
ную ударную вязкость при меньшем количестве циклов. Наиболее вы¬
сокие значения ударной вязкости получены были после ТЦО в следую¬
щем режиме: первый нагрев на 50—100 °С выше точки Aci (930—
950 °С), после чего следует охлаждение в масле до комнатных тем¬
ператур, затем повторный нагрев до температуры, на 30 °С меньшей
или равной температуре обычной закалки (990—1010 °С) с последующим
охлаждением в масле. Проведение ТЦО в таком режиме обеспечивает
твердость поверхности штампа, большую или равную твердости, полу¬
чаемой после традиционной закалки. Соответствующий отпуск позво¬
ляет снизить твердость до требуемого значения.Окончательная ТЦО дает возможность получить мелкозернистый
мартенсит. После отпуска образуется также мелкозернистая структура,
обладающая большим запасом пластичности и ударной вязкости.В табл. 3.29 представлены значения механических свойств поверх¬
ностных слоев штампов (или штампов, имеющих поперечные раз¬
меры др 15X15 мм). В более крупных штампах, как и в изделиях
из конструкционных сталей, изменение свойств пО сечению происходит
немонотонно. Это показали исследования, выполненные на штанге диа-Таблица 3.29. Механические свойства штамповых сталейМарка сталиТОKCU, Дж/см2HRC,5ХНМЗакалка +отпуск50—6038—42ТЦО + отпуск90—110394Х5МФСЗакалка + отпуск3048—50ТЦО + отпуск5049Х12Ф1120Закалка +отпуск2661—62ТЦО + отпуск3961
метром 70 мм из термоциклированной стали 4Х5МФС. Следует от¬
метить, что перепад значений твердости меньше, чем у конструкционных
сталей, что связано с большей прокаливаемоегью штамповых сталей.
Повышение ударной вязкости влечет за собой улучшение такого важ¬
ного для этих сталей свойства, как разгаростойкость. Методы опреде¬
ления разгаростойкости на образцах сложны и не соответствуют реаль¬
ным условиям работы штампового инструмента, и поэтому результаты
имеют низкую достоверность. Результаты натурных испытаний роликов
из стали Х12Ф1 для завивки сверл в горячем состоянии показали,
что стойкость роликов, подвергнутых ТЦО, в 1,5 раза выше стойкости
после обычной закали и отпуска. Одной из причин возрастания раз¬
гаростойкости после ТЦО является увеличение теплопроводности, способ¬
ствующей более интенсивному отводу тепла с поверхности штампов.
Эксперименты по оценке влияния ТЦО инструмента из стали Х12Ф1 по¬
казали также, что стойкость вырубных пуансонов увеличивалась в 2—2,5 раза в сравнении с обычной ТО.На опытном производстве Института электросварки им. Е. О. Патона
АН УССР применяют ТЦО матриц из стали Х12М, используемых для
выдавливания медных электродов с циркониевой вставкой. Стойкость
матриц после ТЦО увеличивается в 3—4 раза. Аналогичные резуль¬
таты, т. е. увеличение стойкости матриц из стали ШХ15 в 2—3,5 раза
после ТЦО, получены в работе [171]. Есть положительный опыт ТЦО
сталей 9ХС [61] и ледебуритной стали, содержащей до 12% Сг [10].3.5, УСТОЙЧИВОСТЬ РАЗМЕРОВ' СТАЛЬНЫХ ДЕТАЛЕЙ
ПОСЛЕ ТЦОПервоначально было обнаружено отрицательное влияние ТЦО на форму
и размеры обрабатываемого изделия. Однако при изучении вопросов,
связанных с формоизменением изделий при ТЦО, отмечено, что при
термоциклировании образцов (длиной 100 мм и диаметром 8,05 мм) из
армко-железа от 30 до 1000°С в зависимости от соотношения ско¬
ростей нагрева и охлаждения они могут удлиняться, укорачиваться или
сохранять свою форму [102]. Это очень важное обстоятельство. В опытах
было установлено следующее: при нагревах со скоростью 30°С/мин
и охлаждениях со скоростью 6 °С/мин цилиндрические образцы интен¬
сивно сокращались в длине; при нагревах со скоростью 2 °С/мин и охлаж¬
дениях со скоростью 80 °С/мин, наоборот, наблюдалось увеличение
длины. Автору работы [102] удалось подобрать такой темп изменения
температуры, при котором размеры образцов сохранялись. Так, в случае
с опытами на образцах армко-железа для обеспечения размерной ста¬
бильности необходимо было, производя нагревы со скоростью 60 °С/мин,
охлаждать их со скоростью 75 °С/мин.Итак, если о„агР> п0Хл, то происходит сокращение длины цилиндра,
если цнагр<Уо*л — увеличение длины, а при »„агр«Уохл наблюдалась
неизменность формы, размерная стабильность. Формоизменение объя¬
сняется действием внутренних напряжений, возникающих при ТЦО в
процессе нагрева и последующего охлаждения.С практической точки зрения для технологии ТЦО важно, чтобы
напряжения, возникающие при нагреве, полностью компенсировались
(снимались) противоположными напряжениями п охлажденном изделии.
Это возможно, если скорости нагрева и охлаждения примерно оди¬121
наковы. Эксперименты, выполненные на крупногабаритных стальных
колпаках, подтвердили данное предположение. Изменение формы (по¬
водки) изделий после ТЦО были намного меньше, чем в результате
нормализации. Это объясняется, по-видимому, еще и тем, что при ТЦО
деталь мало времени находится при большой температуре, способной
вызвать обычную ползучесть (деформацию со временем при малых на¬
пряжениях).Известно, что при ТО деталей, имеющих малую жесткость, про¬
блема коробления — одна из технически сложно решаемых. Легирование
в этом случае малоэффективно, хотя сталь 9ХС специально разработана
для длинномерного инструмента и обладает меньшей склонностью к ко¬
роблениям при закалке. Далеко не для всяких изделий ТО в подвешен¬
ном состоянии дает необходимую стабильность формы. Искажение формы
нежестких деталей при обычной ТО значительное, что требует правки
изделий, ухудшающей свойства и порождающей нестабильность формы
в процессе эксплуатации. Кроме того, поводки при ТО характеризуются
большой нестабильностью, что делает процесс ТО в этом отношении не¬
управляемым. Только технология ТЦО позволяет устранить отмеченные
недостатки.Авторы работы [39] провели исследование по короблению (искажению
формы деталей) деталей типа валов из стали 45 при традиционной
ТО (закалке) и ТЦО по режиму СТЦО, но с тем лишь отличием,
что нагревы производили в соляной ванне с температурой 800 °С, а ох¬
лаждения — на воздухе до 600—650 °С. После четвертого нагрева ох¬
лаждение вели на воздухе до комнатной температуры. Затем детали под¬
вергали высокому отпуску при 600 °С, выдержка 4 ч, охлаждение вместе
с печью. Нагрев валов под закалку также осуществляли в соляной ванне
с температурой 830—850 °С, выдерживали в течение 15 мин, потом охлаж¬
дали изделие в воде. Последующий отпуск производили в селитровой
ванне при 460 °С с выдержкой в течение 30 мин. ТО подвергали 120 де¬
талей, из них 80 деталей прошли ТЦО и отпуск. Перед ТО измеряли биение
по всей длине деталей в пяти сечениях. Аналогичные измерения делали
после ТО. В результате было установлено: I) при традиционной ТО
наблюдается существенное коробление, которое характеризуется боль¬
шой нестабильностью; для деталей с //(/ = 20 после закалки коробление
составляет 0,62—5,4 мм, а для деталей с l/d= 10—0,5—1,2 мм; 2) при
ТЦО форма деталей практически не меняется; для деталей, у которых
ljd = 20, коробление увеличивается по сравнению с исходным не более
чем на 0,1 мм, а у деталей с ljd= 10 коробление практически отсут¬
ствует.Таким образом, стабилизирующая обработка с использованием ТЦО,
обусловливающая минимальное коробление деталей, рекомендована для
широкого использования при ТО деталей, имеющих малую жесткость.
Это позволяет значительно уменьшить трудоемкость изготовления деталей
и повысить их качество.Чтобы размеры детали сохранить в процессе эксплуатации, внутрен¬
ние напряжения в изделиях должны быть ничтожно малыми. Это
достигается активной релаксацией напряжений при отпуске сверхмелко-
зернистой стали, получаемой в результате ТЦО. Требования к размерной
стабильности деталей прецизионных машин приборов постоянно воз¬
растают.Для некоторых из них допустимая линейная нестабильность не
должна превышать 10 1—10 6 мм/мм. Постоянство размеров долж¬122
но сохраняться в условиях длительной эксплуатации изделий как при
постоянной, так и при переменной температуре.Проблема стабилизирующих обработок металлических материалов
сложна и еще недостаточно разработана. Существующие способы ста¬
билизирующих обработок не удовлетворяют требованиям современного
точного машино- и приборостроения. И это не случайно, так как для
этого используют традиционный отжиг с последующим, например стаби¬
лизирующим, низкотемпературным отжигом при 440—460 °С в течение
4—5 ч с охлаждением с печью до 200 °С и далее на воздухе. При
такой ТО ничего не привносится нового: структура и свойства метал¬
ла остаются обычными. Следует отметить, что сейчас существуют способы
стабилизирующей ТО, состоящие в использовании нескольких нагревов,
выдержек и охлаждений. В работе [231] после закалки, высокого
отпуска и стабилизирующего отжига рекомендовано 3-кратное охлажде¬
ние изделий из стали 35 до температур от —35 до —40 °С с выдержкой
при этих температурах в течение 1 ч с последующим нагревом в течение
2 ч при 150 °С.Общеизвестно, что чем меньше внутренние напряжения аост в изде¬
лии, тем выше стабильность его размеров, тем меньше его поводка
с течением времени. Поэтому понижение остаточных внутренних напря¬
жений является важной задачей стабилизирующей обработки. С другой
стороны, необходимо, чтобы значение показателя сопротивления микро-
пластическим деформациям аг было как можно выше. Деталь не будет
пластически деформироваться, если выполняется общее условие адейств<
< аг, где адейств — суммарное действующее напряжение от внешних и
внутренних (остаточных) напряжений. Если деталь не подвергается
внешним нагрузкам, то аост должно быть меньше аг. Следовательно,
второй задачей стабилизирующей ТО является увеличение аг. Важное
значение имеет модуль упругости Е. Чем выше Е, тем лучше материал
сопротивляется упругим деформациям.Предел микропластической деформации о, экспериментально опреде¬
лить трудно. Однако установлена его прямо пропорциональная зависи¬
мость от макроскопического предела текучести (ar4CalT). Поэтому
о величине аг можно судить по величине ат или а0,2- Необходимо
добиваться увеличения ат или а0.2- Однако это при существующих
способах ТО (закалке и отпуске) всегда сопровождается увеличением
(Тост, что отрицательно сказывается на конечном результате. Использова¬
ние обычных способов ТО имеет некоторое естественное ограничение в
части получения высоких значений ат, аг и Е при устранении вост. Известно,
что предел текучести связан с размером зерен. Чем мельче зерна в стали,
тем выше предельное напряжение начала текучести. С другой стороны,
чем мельче зерна, тем меньше внутренние напряжения при повышенных
температурах и выше впоследствии размерная стабильность. Поэтому
добиться существенного увеличения стабильности стальных изделий
можно только при получении в стали мелких зерен. Именно в этом направ¬
лении ведутся основные работы металловедов-термистов. Так, добиться
некоторого измельчения зерен, например в литой стали 40, можно при
2-кратном отжиге при 1000—1300 и 900—1100 °С с последующей закал¬
кой от 850—870 °С [123]. Второе направление исследований по измель¬
чению зерен в стали — это применение эффекта измельчения зерен при
наклепе и рекристаллизации. Оба эти направления не являются перс¬
пективными для создания эффективной технологии стабилизирующей
обработки. При обычных способах ТО зерна в сталях мало измельчаются,123
быстрые у -► a-превращения при закалке увеличивают аОСт и оставляют
их значительными даже после многочасового стабилизирующего отжига
с последующим старением. Наклепом и рекристаллизацией зерна измель¬
чаются достаточно хорошо, но желательно еще большее их измельчение.
Кроме того, внутренние напряжения после наклепа с большой степенью
деформации (иначе измельчение не произойдет) не полностью устра¬
няются последующими рекристаллизацией и стабилизирующим отжигом,
например, при 400—450 °С.Среднетемпературная ТЦО позволяет получить сверхмелкозернистую
структуру в сталях. При этом процесс v a-превращений происходит
медленно (как при нормализации) и остаточные внутренние напряжения
после маятниковой ТЦО невелики. Возникшие при ТЦО аост легко
«снимаются» отпуском из-за большой мелкозернистости стали. Более
того, увеличение ат при маятниковой ТЦО сопровождается повышением
а,. Эти два обстоятельства позволяют с помощью маятниковой ТЦО
значительно увеличить размерную стабильность термически обрабатывае¬
мых изделий. Так как размеры деталей, подвергаемых стабилизирую¬
щей обработке в точном приборо- и машиностроении, как правило,
невелики, их маятниковую ТЦО рекомендуется проводить с использова¬
нием соляных ванн. Нагрев в расплаве солей обеспечивает высокую
и равномерную скорость нагрева, не допускает перегрева и образования
окалины.Технология стабилизирующей ТЦО для измельчения зерен в до¬
эвтектоидных сталях такова: нагрев изделий в соляной ванне с тем¬
пературой 800 °С с последующим охлаждением на воздухе до 600—
650 °С (до потемнения), повторный нагрев в расплаве соли и воздуш¬
ное охлаждение, аналогичные третий нагрев и охлаждение (600 -► 800 -*■
-*■ 600 °С) и, наконец, последний, четвертый нагрев до 800 °С с последую¬
щим охлаждением на воздухе до комнатной температуры; высокий
отпуск при 600 °С в течение 4—5 ч и охлаждение с печью; после
проведения всех основных операций механической обработки (фрезеро¬
вания, точения, сверления и т. д.) рекомендуется стабилизирующий
низкотемпературный отжиг при 400—450 °С.Разработанный способ стабилизирующей ТО, включающей ТЦО,
опробовали при изготовлении датчиков обратной связи типа «Индук-
тосин». Основания датчиков из стали 45 обрабатывали по известному
режиму: закалка охлаждением в воде от 810—820 °С, отпуск при
480—520 °С в течение 4—5 ч с последующим охлаждением вместе с
печью до 200 °С, затем на воздухе; второй стабилизирующий отжиг при
400—450 °С в течение 4—5 ч с последующим охлаждением вместе с
печью до 200 °С и далее на воздухе вне печи. Вторую партию осно¬
ваний датчиков обрабатывали по новому, указанному выше режиму.Испытания, имитирующие реальные условия эксплуатации датчиков
на металлорежущих станках, производили следующим образом: датчики
прикрепляли к станине работающей испытательной машины на уста¬
лость и в таком состоянии выдерживали. Замеры поводок производили
ежемесячно в течение года и определяли смещение края пластин от¬
носительно средней части, т. е. находили отношение смещения h к поло¬
вине длины пластины /. Результаты эксперимента приведены на
рис. 3.17. Модули упругости Е и G в датчиках, изготовленных из
стали 15, определяли методом внутреннего трения.Датчики индуктивной связи за рубежом (в Италии, Японии, ФРГ
и др.) изготавливают по патентам американской фирмы «Индуктосин124
Рис. 3.17. Изменение плоскопараллельно-
сти пластин, обработанных по режимам
{2311 (/) и СТЦО (2)Корпорейшэн» («Inductosin Cor¬
poration»). Металлические под¬
ложки датчиков выполняют из
специальной малоуглеродистой
стали, соответствующей по хими¬
ческому составу отечественной
стали 15. Однако свойства этих
сталей во многом различны. Необходимо либо разработать новую сталь,
удовлетворяющую требованиям к стабильности линейных размеров, либо
изменить структуру существующей отечественной стали 10 или 15 и тем
самым получить требуемые свойства. Второй путь оказался более плодо¬
творным. Применение ТЦО для измельчения структуры стали 10 с после¬
дующим высоким отпуском тоже привело к удовлетворительным свой¬
ствам датчиков.Таблица 3.30. Механические свойства стальных оснований датчиковТО(ТвОт6HRBKCU,МПа0Дж/см2Зарубежная технология48028028567475Отжиг при 900—910 °С, стабилизи¬43024832,065,582263рующий отжиг при 440—460 °С,
отжиг при 1030 °С, охлаждение в
струе воздуха
ТЦО + отпуск 600 °С46327542,575,678324Результаты определения некоторых свойств, важных для размерной
стабильности стальных пластин оснований датчиков, приведены в
табл. 3.30 и 3.31.Таблица 3.31. Характеристика упругости и
фона внутреннего трения стальных основанийИз табл. 3.31 по значе¬
ниям Qf1 видно, что дат¬
чики, изготовленные по
старой технологии, имеют
малую поглощательную
способность упругих ульт¬
развуковых колебаний и,
следовательно, в них ма¬
ла общая релаксационная
способность. При этом ма¬
териал находится в бо¬
лее внутренне напряжен¬
ном состоянии. Это и сни¬
жает размерную стабиль-мелкозеринст, и в нем практически отсутствуют внутренние напряже¬
ния (о чем свидетельствует повышенное значение QcjT1).датчиковСтрана-изгото¬вительЕG<?♦ 1 • I0JМПаИталия204 04078 73041,6Япония205 43079 27041,6ФРГ206 25079 58041,6СССРотжиг198 68076 53031ТЦО206 49079 67040Материал датчиков после ТЦО иотпуска125
3.6. ВЛИЯНИЕ ТЦО НА ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВРаботоспособность многих деталей, конструктивных элементов и при¬
боров зачастую зависит не столько от механических, сколько от физи¬
ческих свойств применяемых материалов. Так, долговечность режущего
инструмента тем выше, чем меньше тепло- и температуропроводность
инструментальной стали. В случае низкой теплопроводности разогрев
режущей кромки инструмента меньше, а теплоотвод осуществляется
больше стружкой, чем инструментом. Низкие значения теплопровод¬
ности необходимы для сталей криогенной техники, когда приток тепла
по металлу в охлаждающую среду снижает энергетические показатели
охлаждающих устройств. Наконец, повышенные значения теплопровод¬
ности сталей и других сплавов необходимы для создания качествен¬
ных теплообменников.До недавнего времени считали, что теплофизические свойства сталей
мало меняются в зависимости от их структурного состояния, хотя в
общей формулировке известна зависимость свойств, в том числе и тепло¬
физических, от структуры металла. Поэтому были исследованы основ¬
ные теплофизические свойства ряда сталей после обработки их в опти¬
мальных для механических свойств режимах ТЦО. Теплофизические
свойства, в частности теплопроводность X сплава, определяются следую¬
щими его структурными факторами: химическим составом, размером и
формой зерен, строением границ и ориентацией зерен, ликвацией, стро-
чечностью, упорядоченностью твердых растворов и т. д. Имеющиеся
в справочной литературе данные о теплопроводности получены в основ¬
ном для металлов, находящихся в равновесном состоянии после от¬
жига, высокого отпуска, и не отражают в полной мере влияния ТО на
теплопроводность. Это привело к распространению мнения о независи¬
мости X от режимов ТО. Однако известно, что у закаленных сталь¬
ных образцов X на 30—40 % ниже, чем у отожженных. Исследование
показало, что в результате ТЦО сплавов в соответствующих режимах
X существенно изменяется. В отдельных случаях X снижалась в 2 раза
по сравнению с отожженным состоянием сплава. В табл. 3.32 при¬
ведены результаты определения X при комнатной температуре ряда
сплавов, прошедших стандартный отжиг и СТЦО. В последней колонкеТаблица 3.32. Теплопроводность сплавовМарка сплава *ПР.И 20°С- ?'-Ц° * . %
Вт/м-Дж хтаблицы помещены сведения
об относительном изменении
теплопроводности на грани¬
цах температурного диапа¬
зона измерений.Армко-железоСталь 22КУ8ХВГ1X13Х12Ф11Х18Н9ТБр06,5АЛ 20ВТ6302 От — 24 до 0197 » — 38 » 10201 » — 45 » 49182 » — 45 » 24102 » — 20 » 8128 » — 53 » 3262 » — 17 » 12294 » 17 » 10659 » 26 » 2525 » — 12 » 7Определяли влияние ТЦО
не только на теплопровод¬
ность, но и на температуро¬
проводность а, а также на
теплоемкость сталей с в ши¬
роком диапазоне температур(от -100 до +400 °С) [21].
На рис. 3.18 в качестве при¬
мера показано изменение X
двух инструментальных ста¬
лей У8 и ХВГ после таких
ТО, как отжиг, закалка, сред¬
ний отпуск и СТЦО.126
Таблица 3.33. Изменение термо¬
электродвижущей силу 11921А,Вг-м~'к~СплавТ. °с£етабЕттпосле ТЦОмкВ/°С10 % Мо130151201215 % Мо13015451310% А1100-2-70-1Рис. 3.18. Теплопроводность сталей:/ — У8 (отжиг); 2 —ХВГ (отжиг); 3 —
У8 (средний отпуск),*'4 — ХВГ (СТЦО);
5 _ ХВГ (средний отпуск); 6 — У8 (СТЦО)Следует отметить, что в техно¬
логии ТЦО есть еще и такой новый
аспект, как возможность сущест¬
венного изменения термоэлектри¬
ческих свойств сплавов на основе
железа и никеля. Работу выполня¬
ли на сплавах никеля с содержа¬
нием молибдена 10 и 15 %, а также на сплаве железа с 10 % алюми¬
ния [192]. Названные сплавы имеют по два диапазона температур:
50—400 и 700—760 °С, в которых термо-ЭДС Е достигает своего ста¬
бильного значения по зависимости обычно асимптотического вида.
Однако если нагреть сплав со скоростью больше 50 °С/мин, то вели¬
чина Е достигает своего стабильного значения при температурах ука¬
занных выше диапазонов, изменяясь по закону затухающей волны,
стремящейся к стабильному значению ЭДС. Далее было обнаружено,
что если сплавы подвергнуть ускоренной ТЦО в любом из диапазонов
температур, стабилизирующих ЭДС, но в моменты времени, когда Е
имеет близкое к максимальному значение, то при ТЦО происходит посте¬
пенное увеличение абсолютного значения £, а если ТЦО производить
в период минимального значения £, то она постепенно уменьшается. При
таких приемах ТЦО достигаемые значения Е отличаются от стабиль¬
ных при данной температуре в десятки раз. Так, стабильная величина Е
может быть увеличена до £тах или уменьшена до £тш (табл. 3.33).Для выяснения физической сущности обнаруженных явлений авторы
работы [192] провели дилатометрические, термографические, мессбауров-
ские исследования, а также изучили влияние примесей, магнитного поля,
упругой и пластической деформации на временные изменения термо-
ЭДС при ТЦО. Результаты этих исследований свидетельствуют о том, что
эффекты изотермической осцилляции и изменения абсолютной термо-
ЭДС при ТЦО не могут быть полностью объяснены структурными из¬
менениями и при их интерпретации необходимо учитывать изменения,
происходящие в электронной подсистеме сплавов, например, изменения
отношения концентраций электронов с положительной и отрицательной
эффективной массой при неизменном общем числе носителей. Факт
существенного изменения термо-ЭДС сплавов при ТЦО открывает реаль¬
ную возможность прямого и высокоэффективного превращения тепловой
энергии в электрическую. В этом неожиданном для ТЦО направлении
следует активизировать исследования. Важно найти оптимальный хими¬
ческий состав сплавов, дающий после ТЦО наибольшую термо-ЭДС.В монографиях [213 и 215] приведены доказательства того, что
при ТЦО под нагрузкой таких сплавов, как никилид титана, в них127
усиливается эффект «памяти» формы или «реверсивной памяти». Извест¬
но, что сплавы с «памятью» формы находят разнообразное приме¬
нение и их использование будет расширяться. Поэтому роль ТЦО в деле
усиления этой «памяти» металлов представляется значимой, а сама тех¬
нология ТЦО — перспективной.3.7. ТЦО ЧУГУНОВЧугуны (серые, ковкие и высокопрочные) обладают такими специфи¬
ческими свойствами, как высокая демпфирующая (поглощательная)
способность гасить упругие механические колебания, хорошие литейные
свойства, большая износостойкость, малая себестоимость производства
и т. д. Благодаря им чугуны — одни из распространенных машино¬
строительных материалов. Основными недостатками чугунов являются
их низкая пластичность и ударная вязкость. Поэтому разработка режи¬
мов ТЦО чугунов ведется главным образом для увеличения ударной вяз¬
кости и пластичности при сохранении или повышении уровня проч¬
ности.Все способы ТЦО чугунов можно подразделить на низкотемпера¬
турные, среднетемпературные и высокотемпературные.Низкотемпературная ТЦО. НТЦО разработана сейчас только для
высокопрочного и серого чугуна. Основными способами ТО, повышаю¬
щими ударную вязкость чупунов, являются в настоящее время графити-
зирующий и гомогенизирующий отжиги. При графитизирующем отжиге
распад цементита и выделение углерода в графитные зерна приводят
к ферритной металлической основе высокопрочного чугуна, что увеличи¬
вает его ударную вязкость и пластичность. Ударная вязкость, опре¬
деляемая на ненадрезанных образцах, при графитизирующем отжиге,
например, высокопрочного чугуна, увеличивается от 10—20 до 20—
60 Дж/см2. Такое увеличение ударной вязкости происходит за счет
уменьшения предела прочности, твердости и т. п. А снижение проч¬
ностных характеристик после графитизирующего отжига ограничивает
возможности применения высокопрочного чугуна в технике. Графити-
зирующий отжиг очень мало повышает значения ударной вязкости,
так как при этом увеличивается несплошность металла. Феррит высоко¬
прочного чугуна более хрупок, чем феррит углеродистой стали, так как
в нем, во-первых, растворено много элементов, охрупчивающих феррит,и, во-вторых, в структуре чугуна неблагоприятно распределены примес¬
ные элементы, растворенные в феррите. На примере высокопрочного
чугуна было показано (см. рис. 2.35), что наибольшая концентрация
кремния наблюдается на участках феррита, окаймляющих включения
шаровидного графита. Кремний снижает ударную вязкость феррита и
повышает температуру порога хладноломкости. Поэтому наличие обога¬
щенных кремнием участков феррита вокруг включений графита приводит
к резкому снижению ударной вязкости чугуна.Графитизирующий отжиг не устраняет ликвации растворенных в
феррите элементов. Только длительный и высокотемпературный гомо¬
генизирующий отжиг приводит к ферритной основе высокопрочного
чугуна. При этом устраняется ликвация кремния и других элемен¬
тов, т. е. выравнивается химический состав в металлической основе
чугуна. Это является причиной более значительного повышения пластич¬
ности и ударной вязкости материала. Например, гомогенизирующий128
отжиг высокопрочного чугуна при 1050 °С в течение 10 ч повышает
ударную вязкость до 100—150 Дж/см2. После гомогенизации содержание
кремния в феррите с графитными включениями равно общему содержа¬
нию кремния в химическом составе чугуна, т. е. около 3 %. Но такое
содержание кремния даже в стали делает ее хладноломкой при комнат¬
ных температурах. На чугуне это сказывается сильнее, так как он имеет
много графитных включений — своеобразных микроконцентраторов
напряжений.Гомогенизирующий отжиг малоэффективен, хотя и увеличивает удар¬
ную вязкость и снижает температуру порога хладноломкости примерно
до 0. Можно предположить, что более значительное снижение процент¬
ного содержания кремния вблизи графитных включений может сущест¬
венно повысить ударную вязкость и снизить критическую температуру
порога хладноломкости Ткр. Если в феррите вокруг глобул графита
содержание кремния снизить до 1 %, то повысится ударная вязкость
высокопрочного чугуна, а порог хладноломкости сместится в область
отрицательных температур и станет близким к Ткр стали. Иными сло¬
вами, для повышения ударной вязкости и существенного снижения крити¬
ческой температуры порога хладноломкости нужно иметь в высокопроч¬
ном чугуне ликвацию кремния, обратную (противоположную) той, что
получается при охлаждении отливок. Поскольку прямая ликвация крем¬
ния возникает в процессе охлаждения, т. е. термическим способом,
следовательно, достижение поставленной цели получения обратной лик¬
вации кремния в высокопрочном чугуне возможно обратными термо¬
диффузионными процессами при ТО. На основании опытов по изучению
термодиффузии кремния в феррите, проведенных на трансформаторном
железе и динамной стали, установлено, что преимущественный эффект
от термодиффузий в процессе нагрева наблюдается в том случае, если
охлаждение производить значительно быстрее, чем нагрев. Опыты на
высокопрочном чугуне подтвердили этот вывод. Получение обратной лик¬
вации кремния в высокопрочном чугуне обусловлено преобладанием
термодиффузии при нагреве над термодиффузией при охлаждении, по¬
этому при ТО фиксирующее быстрое охлаждение отливок следует произ¬
водить сразу же после нагрева, т. е. без выдержки при постоянной
температуре. В этом заключается качественное отличие ТО, преследую¬
щих цель получения обратной ликвации кремния в высокопрочном чугуне.Таким образом, основными параметрами ТЦО в данном случае яв¬
ляются необходимая скорость нагрева изделий до температур несколько
ниже точки Ad и высокая скорость охлаждения. Скорость нагрева
должна быть достаточной для создания градиента температур в металле
между графитными включениями, способного вызвать термодиффузию.
Опыты показали, что для чугуна ВЧ 45-5 скорость нагрева должна быть
не ниже 30—40 °С/мин, а охлаждения быстрыми — в воде или струе
воздуха. Так как максимальная температура нагрева в данном случае
должна быть ниже точки Ас|, то такая ТЦО названа нами низко¬
температурной.Итак, способ НТЦО высокопрочного чугуна с шаровидным графи¬
том для получения обратной ликвации кремния в структуре чугуна со¬
стоит в следующем: образцы или изделия из высокопрочного чугуна,
имеющие после литья перлитно-ферритную структуру металлической
основы, 8—10 раз подвергают быстрому нагреву с v> 304-40 °С/мин
до температур на 30—50 °С ниже точки Ас\ с последующим охлаждением
в воде или масле. Для нахождения оптимального числа нагревов, необ-9 В. Федюкин и др.129
Таблица 3.34. Механические свойства чугуна ВЧ 45-5 при различных тем¬
пературахт, °сВЧ 45-5 исходныйВЧ 45-5 после НТЦОа.Пил6ОвVa,‘26' VМПа°//оМПа°//0-1965430055002054638010,910,15684201211,61005223398,195463609,28,320053034510,68,857136510,111,34005473429,88,248129513,716,6ходимых при НТЦО высокопрочных чугунов, определяли зависимости
ударной вязкости ненадрезанных образцов 1 и твердости по Бринеллю
(НВ) от числа циклов. За оптимальное число циклов принимали то,
при котором ударная вязкость была наибольшей.Структурный анализ высокопрочного чугуна, подвергнутого оптималь¬
ному 8-кратному термоциклированию, показывает, что количество перлита
в металлической основе чугуна остается прежним. Но существенные
изменения претерпевает ликвационная структура распределения кремния
в металле. На рис. 2.35 показана обратная ликвация кремния после
8-кратной НТЦО. Такая структура высокопрочного чугуна не только
обеспечивает повышенную пластичность и ударную вязкость, но и сни¬
жает температуру порога хладноломкости. Основной причиной изменения
этих характеристик является резкое повышение работы зарождения тре¬
щин. Трещины разрушения возникают в тех же приграничных с графитом
зонах феррита, но более пластичного и вязкого. Это приводит к увеличе¬
нию ударной вязкости ненадрезанных образцов из ВЧ 45-5 от 15—25
до 100—140 Дж/см2 и к снижению температуры порога хладноломко¬
сти от +50 до — (10 20) °С.Исследование влияния НТЦО на механические свойства высокопроч¬
ного чугуна проводили на образцах из ВЧ 45-5 в литом и термо-
циклированном состояниях. Результаты кратковременных испытаний на
разрыв при различных температурах представлены в табл. 3.34. Опре¬
деление механических свойств чугуна ВЧ 45-5 в литом состоянии и после
8-кратной НТЦО показало, что последняя повышает характеристики
не только пластичности б и г|з, но и прочности <тв и 0О,2 при кратко¬
временных испытаниях на разрыв. Увеличение характеристик кратко¬
временной прочности незначительно, однако это имеет важное и принци¬
пиальное значение, так как все известные способы ТО, повышающие
пластичность, сильно снижают величины <тв и 0о,2-Сравнительные испытания на статический изгиб, длительную проч¬
ность при растяжении при комнатных и повышенных температурах, испы¬
тания по определению сопротивляемости высокопрочного чугуна уста¬
лостным разрушениям при много- и малоцикловом нагружениях показали
повышение после НТЦО соответствующих характеристик литого высо¬
копрочного чугуна с перлитно-ферритной металлической основой.Итак, на примере чугуна ВЧ 45-5 показано, что улучшение ком¬
плекса механических свойств после НТЦО приводит к увеличению кон¬1 Ударную вязкость, определенную на образцах без надреза, в дальнейшем
будем обозначать КС.130
структивной прочности чугуна. Разработанный способ НТЦО высоко¬
прочного чугуна рекомендуется вместо гомогенизирующего отжига во всех
случаях, когда необходимо повысить конструктивную прочность высоко¬
прочного чугуна главным образом путем повышения пластичности и
ударной вязкости при сохранении значений кратковременной прочности
и твердости.Если получение обратной ликвации кремния в высокопрочном чугуне,
имеющем перлитно-ферритную основу, приводит к увеличению ударной
вязкости, пластичности и других механических свойств, то НТЦО отож¬
женного высокопрочного чугуна еще больше увеличивает ударную
вязкость, пластичность и значительно снижает критическую температуру
порога хладноломкости. Способ образования ферритной основы высоко¬
прочного чугуна и обратной ликвации кремния состоит из двух этапов:
графитизирующего отжига и многократного быстрого печного нагрева
изделий со скоростью не менее 30—40 °С/мин до температур на 30—50 °С
ниже точки Aci с последующим быстрым охлаждением в воде, масле
или на воздухе. Отожженный чугун ВЧ 45-5 приобретает оптималь¬
ные свойства после соответствующего 4—6-кратного нагрева и охлаж¬
дения. Если термоциклирование литого (нетермоциклированного) вы¬
сокопрочного чугуна приводит к обратной ликвации кремния в перлитно-
ферритной основе, то графитизирующий отжиг с термоциклированием
дает ферритную металлическую основу с обратной ликвацией
кремния. Это качественное различие в структурах, а следовательно, и в
свойствах позволяет считать отжиг с последующей НТЦО самостоятель¬
ным способом ТО высокопрочного чугуна. Получение обратной ликвации
кремния при термоциклировании отожженного до ферритной структуры
высокопрочного чугуна должно сопровождаться увеличением работы,
необходимой для появления магистральной трещины при разрушении
материала. А это, в свою очередь, должно способствовать повышению
работоспособности такого чугуна, т. е. увеличению его конструктивной
прочности.После графитизирующего отжига (до образования ферритной метал¬
лической основы) и НТЦО ударная вязкость чугуна ВЧ 45-5 повышается
до 120—140 Дж/см2, тогда как ударная вязкость после отжига 40—
70 Дж/см2. Как и в случае термоциклирования литого высоко¬
прочного чугуна, эффект увеличения ударной вязкости после графитизи¬
рующего отжига и термоциклирования происходит в основном за счет
увеличения работы, затрачиваемой при разрушении до появления маги¬
стральной трещины. Соответствующими экспериментами получены сле¬
дующие результаты:Составляющие ударной вязкости,
Дж/см2А зАрА з мВЧ 45-5:после графитизирующего отжига61326тоже и НТЦО 1012130Механические свойства, определяемые при кратковременныхиспыта-ниях на разрыв, образцов из чугуна ВЧ 45-5 приведены в табл. 3.35,
из которой видно, что термоциклирование ферритного чугуна приводит
к некоторому повышению характеристик всего комплекса механических
свойств.9*131
Таблица 3.35. Механические свойства чугуна при различных температурахт, °сВЧ 45-5 после отжигаВЧ 45-5 после отжига и НТЦОа„0(1.26п.00.26МПа°//оМПа/0-196457006376201.102548534015,815,949135020,82010047828411,915,649830412,51820045534713,815,752230612,715,5300————5323161415,840042930112,66■Л 627613,721,6Испытания образцов из чугуна ВЧ 45-5 на изгиб показали увели¬
чение предела прочности аиэг и угла пластического загиба образцов,
после термоциклирования отожженного до ферритной структуры. Так,
у образцов диаметром 10 мм из отожженного чугуна ВЧ 45-5 аизг =
= 1100 МПа, а у отожженных и прошедших 6-кратное термоциклиро-
вание образцов аизг=1180 МПа. Аналогичные испытания образцов
диаметром 28 мм показали соответственно 950 и 1150 МПа. Низко¬
температурное термоциклирование после графитизирующего отжига по¬
вышает предел выносливости а_| от 240 до 270 МПа. Испытания
чугуна ВЧ 45-5 на малоцикловую усталостную прочность показали,
что у гладких цилиндрических образцов диаметром 8 мм из отожжен¬
ного до ферритной структуры высокопрочного чугуна Омц°° = 440 МПа,
у таких же образцов, но дополнительно подвергнутых 6-кратному термо-
циклированию, а;5ц00 = 510 МПа. Влияние острого надреза на малоцик¬
ловую усталостную прочность соответствует общей закономерности —
надрез снижает сопротивление усталости. Однако чугун ВЧ 45-5, отож¬
женный до ферритной структуры, снизил величину Омц00 до 370 МПа,
а чугуи ВЧ 45-5, подвергнутый 6-кратному термоциклированию, имел
о;5и00 = 460 МПа. Кроме испытаний, описанных выше, определяли работу
разрушения образцов динамическим разрывом при различных температу¬
рах, изменение твердости в зависимости от температуры испытаний и
т. п. Во всех случаях отмечали положительное влияние НТЦО на
характеристики прочности высокопрочного чугуна с шаровидным гра¬
фитом. Исследовано также влияние НТЦО на чугуны ВЧ 50-1,5 и
СЧ 15-32. Было показано, что в процессе НТЦО характеристики кратко¬
временной прочности, пластичности и ударной вязкости возрастают.Таким образом, способ ТО графитизирующим отжигом с последую¬
щим низкотемпературным термоциклированием рекомендуется применять
вместо гомогенизирующего отжига высокопрочного чугуна. При этом
ожидается значительный экономический эффект за счет снижения тем¬
пературы и времени ТО, а также за счет получения более высоких меха¬
нических свойств материала. Кроме того, изделия из высокопрочного
чугуна, предназначаемые для работы в условиях Севера и резко кон¬
тинентального климата, целесообразно подвергать графитизирующему
отжигу с последующей ТЦО, так как при этом наиболее сильно сни¬
жается критическая температура порога хладноломкости.В работах А. А. Жукова [79—80] изучено влияние НТЦО на кине¬
тику структурных изменений и механические свойства серого чугуна
СЧ 15-32. Показано [79], что при НТЦО кроме перераспределения
кремния в структуре чугуна существенно изменяются ферритная и цемент¬132
ная составляющие сплава. ТЦО осуществляли путем многократ¬
ного (от 1 до 40) нагрева до 650 °С с последующим охлажде¬
нием в воде. Металлографическим анализом было обнаружено, что при
НТЦО происходит дробление зерен феррита и цементитных пластин
перлита. При этом микротвердость феррита и перлита возрастала на
30—60 %, что обусловлено наклепом от пластической деформации,
вызываемой значительными внутренними напряжениями второго рода.По измерениям микротвердости определяли показатель Мейера п,
который связывает размер отпечатка индикатора твердомера с приклады¬
ваемой нагрузкой. Значение п определяли по углу наклона кривой,
выражающей зависимость микротвердости от нагрузки в координатах
log d — log Р. Показатель n является мерой легкости микродеформиро¬
вания, зависящей от процессов блокировки дислокаций скольжения.
От этих процессов зависит внутреннее трение металла. Поэтому путем
совместного анализа характеристик микротвердости //ц и п, внутрен¬
него трения <2ф 1 и прочностных свойств можно определить основные
закономерности при НТЦО чугуна.В результате НТЦО на кривой температурной зависимости <2ф'
определены температуры двух пиков: 160 °С — пик Сноека, обусловлен¬
ный атомами внедрения; 350 °С— пик Кестера, обусловленный мигра¬
цией атомов внедрения в область дислокаций. Установлено, что в отож¬
женном состоянии на температурной зависимости внутреннего трения от¬
сутствует не только пик Кестера, но и пик Сноека. Это указывает
на очень низкое содержание углерода в феррите чугуна, что подтвержда¬
ется низким значением //ц феррита серого чугуна при малых нагрузках
(#Ц1о = 90, //„го— 140) по сравнению с армко-железом (//иl0 = 140,
//ц2о=165). После первого цикла появляется пик Сноека, равный
13,2-104, что в 4 раза больше, чем для ферритного чугуна после отжига.
При увеличении числа циклов высота (значение) пика Сноека снижа¬
ется, а деформационный пик Кестера возрастает. Такое поведение
пиков происходит при пластической деформации железоуглеродистых
сплавов, что также указывает на дислокационную природу упрочнения
чугуна при НТЦО и хорошо согласуется с данными работы [141] для
чугунных отливок при термоциклическом старении.В табл. 3.36 приведены данные о соответствующих характеристи¬
ках серого чугуна СЧ 15-32 после различного числа низкотемператур¬
ных циклов.В работах [47, 79] показано, что в результате НТЦО серых чугунов
возрастает их упругость. На температурной зависимости модуля Юнга
наблюдали аномальное возрастание модуля при температурах околоТаблица 3.36. Изменение характеристик СЧ 15-32 при НТЦОХарактеристикаИсходноеЧислоцикловсостояние135102040Нц перлита 210H)t феррита 170п перлита 2,8п феррита 2,95Q 1 -104, пик Сноека 0Q“'-I0\ пик Кестера 0о», МПа 1202252302372402452552002102172252302302,82,752,752,72,62,352,852,82,7—2,52,2513,212,5106,3—4,20—0,72,22,77,5— ■140140160150170133
400 °С, что, по мнению авторов, обусловлено упорядочением примесных
атомов в кристаллической решетке железа.Среднетемпературная ТЦО. СТЦО чугунов, как и сталей, состоит
в 4-х — 6-кратном нагреве изделий со скоростью 30—40 °С/мин до темпе¬
ратур на 30—50 °С выше точки Aci с последующим охлаждением
вначале на воздухе до температур на 30—50 °С ниже точки А,\ и далее
ускоренно в воде и масле. Структура высокопрочного чугуна с перлит¬
ной и перлитно-ферритной структурами в результате СТЦО имеет в своем
составе зернистый (сорбитообразный) перлит. В процессе СТЦО в высо¬
копрочном чугуне формируется структура, обычно получаемая сфероиди-
зирующим отжигом. Ударная вязкость в связи с переводом пластин¬
чатого перлита в зернистый у чугуна ВЧ 45-5 возрастает до 150—
170 Дж/см2, тогда как при НТЦО этого чугуна ударная вязкость
100—140 Дж/см2. СТЦО чугуна ВЧ 80-3 с перлитной структурой уве¬
личивает значение ударной вязкости от 10—20 до 30—50 Дж/см2. При
этом возрастают прочностные характеристики: условный предел текуче¬
сти, усталостная прочность и т. д. Способ СТЦО более сложен, чем
способ ТЦО, но и более эффективен в части повышения конструк¬
тивной прочности высокопрочного чугуна.Так как коленчатые валы часто отливаются с отбелом, то они
подвергаются высокотемпературной графитизации первичного цементита.
Поэтому режим отжига литых валов состоит из нагрева до 950 °С,
выдержки при 950 °С в течение 8 ч, охлаждения на воздухе до темпе¬
ратуры ниже 600 °С, далее нагрев до 725 °С с выдержкой при этой тем¬
пературе в течение 8 ч с последующим охлаждением на воздухе. Отра¬
ботка технологии СТЦО в производственных условиях показала, что ее
следует осуществлять 4-кратным нагревом со скоростью 30—40 °С/мин
до температуры 800±Ю°С (Ас\ х 760 °С), охлаждением на воздухе
до 600—650 °С с последующим охлаждением в воде.Подробные исследования влияния СТЦО на механические свойства
высокопрочного чугуна выполнены на образцах из чугуна ВЧ 50-2, при¬
меняемом для отливок коленчатых валов автомобилей ГАЗ. Основные
результаты этих исследований приведены ниже.1. ТЦО чугуна ВЧ 50-2 при 5-кратном термоциклировании повы¬
шает значения КС от 25—27 до 45—50 Дж/см2.2. Испытания чугуна ВЧ 50-2 на разрыв при температурах от 20 до
600 °С показали, что СТЦО увеличивает по сравнению с обычной ТО
коленчатых валов весь комплекс механических свойств (табл. 3.37).Таблица 3.37. Механические свойства высокопрочного чугуна при раз¬
личных температурахт, °сВЧ 50-2 после заводской ТОВЧ 50-2 после СТЦО<ЬДо.2йо»<7(1,26Ч>МПа°//оМПаV/0205524356,05,466854410,88,41005504176,15,464249810,28,62005444086,56,763448510,411,53005193707,98,959838312,114,34005073678,212,158136012,815,950036322511,314,446833413,317,760023118712,816,141231015,819,3134
3. Усталостные испытания образцов показали, что предел малоцикло¬
вой усталостной прочности при 5000 нагружений у высокопрочного
чугуна, прошедшего заводскую ТО, был равен 480 МПа, а после СТЦО —
580 МПа. Предел выносливости a_i у чугуна, подвергнутого отжигу,
равен 230 МПа, а в результате СТЦО он повысился до 315 МПа. Натур¬
ные испытания коленчатых валов на усталость показали, что СТЦО
повышает условный предел усталости на 20 % в сравнении с валами,
отожженными по традиционной технологии. Результаты усталостных
испытаний свидетельствуют о новой возможности увеличения устало¬
стной прочности чугунных коленчатых валов с помощью ТЦО.Разработанные натурные и стендовые испытания коленчатых валов из
высокопрочного чугуна показали положительное влияние СТЦО на проч¬
ность, пластичность и долговечность этих деталей.Большая часть деталей, изготовленных из чугунов, работает при по¬
вышенных температурах. Например, широкое распространение в качестве
конструкционного материала теплонапряженных деталей двигателей при¬
обретают чугуны с шаровидной и пластинчатой формой графита. Опыт
применения поршней из высокопрочного чугуна ведущих зарубежных
фирм убедительно показал преимущества чугунных поршней перед алю¬
миниевыми и составными поршнями в отношении теплоустойчивости,
жаростойкости, КПД сгорания, дымления, расхода масла. В связи
с высокими теплофизическими характеристиками и прочностными свой¬
ствами большой интерес вызывают также ковкие чугуны, основные
свойства которых можно изменять методами ТО.Для широкого внедрения чугунов необходимо повышение их кон¬
структивной прочности, а также создание новых чугунных тонкостен¬
ных конструкций, приближающихся по массе к алюминиевым за счет
реализации разницы в плотности и прочностных характеристик сравни¬
ваемых материалов. В этом отношении наиболее перспективны чугуны
с шаровидным графитом и ковкие чугуны, которые более чем в 2 раза
прочнее чугунов с пластинчатой формой графита и имеют высокие
технологические и эксплуатационные свойства.Наибольший эффект с точки зрения повышения пластических свойств
при одновременном повышении прочностных свойств достигается исполь¬
зованием СТЦО высокопрочного чугуна. СТЦО — это способ получения
зернистого перлита и размельчения зерен в структуре металлической
основы чугуна. Как показали результаты исследования [234], ВЧ 60-2
после СТЦО имеет повышенный запас пластичности при достаточно вы¬
соких равномерных прочностных свойствах (табл. 3.38). Приведенные
в таблице данные показывают, что повышение конструктивной прочности
чугунов позволяет получать тонкостенные чугунные конструкции, близ¬
кие по массе к алюминиевым, но в значительной мере более теплонапря¬
женные из-за низких значений упругости и теплопроводности.Экономическая целесообразность применения СТЦО для обработки
деталей, например для дизелей, определяется сокращением расхода элек¬
троэнергии в 2,5—3,5 раза и времени обработки в 1,5—2 раза. Кроме
того, процессы ТЦО несложно автоматизировать.Использование ковкого чугуна в различных отраслях машино- и при¬
боростроения постоянно возрастает, поэтому сокращение длительности
технологического процесса получения деталей и конструкций из ковкого
чугуна является актуальной задачей. Одна из основных и наиболее
продолжительных технологических операций в процессе изготовления из¬
делий из ковкого чугуна — отжиг (или графитизирующая нормализация)135
Таблица 3.38. Влияние ТО чугуна ВЧ 60-2 на его прочностные свойстватоОв<7(1.26,„. %КС,МПаДж/см2Исходное состояние (литье)
Нормализация (980 °С, 6 ч)Двойная нормализация (930 °С, 5 ч,
840°С, 3 ч)ТЦО (780 °С, 4 цикла)600—700650—750700—800650—700400—500440—480450—500450—4801—2,54—63—512—1530—5020—40130—151тоо_ |, МПа:<rl°00 (МПа) при100^4 50"
О 5000 ц300 °С400 °СМПаИсходное состояние (литье)
Нормализация (980 °С, 6 ч)
Двойная нормализация (930
840 °С, 3 ч)ТЦО (780 °С, 4 цикла)’С.180450230100- 2004702501505 ч,250500260150280550290200отливок из белого чугуна для получения ковкого. Режим графитизи-
рующей нормализации состоит в нагреве литых изделий до 950 °С в те¬
чение 8—10 ч, выдержке от 2 до 6 ч при этой температуре и
охлаждении на воздухе до комнатной температуры. Продолжительность
такой нормализации 10—18 ч. Графитизацию белого чугуна обычно рас¬
сматривают как процесс, основанный на самодиффузии углерода. Гра-
фитизация включает распад первичного цементита на ионы углерода
и железа; зарождение центров кристаллизации графита; рост графитных
включений. Все три явления протекают относительно медленно при по¬
стоянной температуре отжига или нормализации. Ускорение графитиза-
ции может быть достигнуто сокращением расстояний для диффузии
атомов углерода и увеличением скорости их перемещения.Первое достигается увеличением числа центров графитизации в еди¬
нице объема, т. е. повышением микроскопических дефектов в кристал¬
лической структуре металла, а второе— интенсификацией процесса диф¬
фузии углерода. Все это достигается при СТЦО. Однако повышение
скорости образования центров выделения графита и диффузии в него
углерода обеспечивается методами холодной и горячей деформации,
предварительной закалкой или искусственным старением. Но эта пред¬
варительная обработка малоэффективна и способствует получению в
структуре пластинчатого (по законам скольжения) графита, что снижает
прочность чугуна. Интенсификация графитизации повышением ее темпе¬
ратуры сопровождается снижением числа центров графитизации и фор¬
мированием крупных графитных включений, что также отрицательно
сказывается на механических свойствах чугуна. Обычно в целях уве¬
личения пластичности и ударной вязкости чугуна производят длительный
(20—30 ч) графитизирующий отжиг до ферритно-перлитной или феррит¬
ной структуры. Такой процесс получил название «томление».Для разработки технологического процесса ускоренного полу¬
чения ковкого чугуна (хлопьевидного графита) из белого обрабатывали
чугун следующего состава (массовое содержание, %): 2,5 С; 1,2 Si;136
Таблица 3.39. Влияние режимов ТО на механические свойства ковкого чугунаов00.2ТОв. %МПаГрафитизирующий отжиг + низкотемпе- 560 400 1,4ратурный сфероидизирующий отжигТо же + сфероидизирующая СТЦО 610 440 2,6Термоциклический отжиг (графитизирую- 610 430 2,75щая и сфероидизирующая ТЦО)0,4 Мп; 0,03 Сг; 0,15 Р; 0,1 S [209]. Чугун подвергали трем способам ТО:
1) графитизирующему отжигу при 950—1000 °С в течение 10 ч, охлажде¬
нию на воздухе, с последующим низкотемпературным сфероидизирующим
цементит отжигом при 720—740 °С с выдержкой 8 ч; 2) графитизирую¬
щему отжигу при 950—1000 °С в течение 6 ч с охлаждением на воздухе
и СТЦО с 6-кратным нагревом со скоростью 30—50°С/мин до 730—
750 °С, охлаждением вначале на воздухе до 600—620 °С и далее в воде;
3) термоциклическому графитизирующему отжигу при 5-кратном уско¬
ренном нагреве чугуна до температуры 900—950 °С с последующим
охлаждением вначале на воздухе до 600—620 °С и далее в воде. Из
всех партий заготовок изготавливали образцы для определения основных
механических свойств. Результаты испытаний образцов на разрыв
приведены в табл. 3.39. Анализ данных таблицы показывает, что СТЦО
для получения зернистого перлита обрабатываемого чугуна позволяет
сократить длительность предшествующего отжига и улучшить при этом
механические свойства сплава. Замена изотермического сфероидизирую-
щего отжига на СТЦО дает возможность сократить длительность
обработки на 9—12 ч. Кроме того, использование графитизирующей
ТЦО эффективнее длительной графитизирующей обработки при постоян¬
ной температуре нагрева. Замена графитизирующего отжига (или
графитизирующей нормализации) на ТЦО сокращает общую продол¬
жительность ТО белого чугуна в 2—3 раза при одновременном улучшении
комплекса механических свойств материала и повышения работоспособ¬
ности изделий.В работе [209] режим графитизирующего термоциклического отжига
относили к ВТЦО. В другой работе [80] ВТЦО применяли для сферо-
идизации графита в сером чугуне. Эту новую техническую задачу пере¬
вода пластинчатой формы графита в округлую решали применительно
к чугунным трубам диаметром 65 мм и толщиной стенки 10—12 мм,
отливаемым методом центробежного литья. Химический состав труб
(массовоесодержание, %): 3,6—3,8 С; 1,8—2,1 Si; 0,8—1,1 Мп; 0,1—0,2 S;
0,15—0,4 Р. ВТЦО проводили в следующих режимах: циклический на¬
грев до 900, 930 или 980 °С, выдержка при температуре нагрева 10 мин,
охлаждение на воздухе до 600 °С, число циклов не более 20. После
ТЦО контролировали изменение структуры и кольцевой прочности
чугуна. Исходная структура труб была неоднородной. Вблизи поверхности
труба имела цементитно-перлитную структуру с отдельными включениями
графита. Количество графита в центре толщины трубы больше, чем на
периферии, а эвтектический (первичный) цементит отсутствовал. Гра¬
фитные пластины в чугуне были тонкими.В результате ВТЦО происходит формоизменение графита. Авторы
работы [187] объясняют это так. Во время нагрева растворение гра¬137
фита происходит вследствие увеличения растворимости углерода в же¬
лезе. В этом случае уменьшение энергии Гиббса сплава из-за образо¬
вания твердого раствора может перекрывать ее увеличение, обусловлен¬
ное образованием пор в месте растворившегося графита. Чугунные
отливки характеризуются структурной и химической неоднородностью.
При нагреве графит легче растворяется на участках с большой кривиз¬
ной поверхности и малым содержанием кремния. Во время охлаждения
чугуна выделение графита из перенасыщенного раствора или вследствие
графитизации предварительно образовавшегося цементита происходит
прежде всего на участках с малой кривизной поверхности или с по¬
вышением содержания кремния. На основании полученных данных сделан
вывод о том, что формоизменение графита и его перераспределение,
происходящие при ВТЦО чугуна, связаны с неодновременным растворе¬
нием и выделением графита, вызванным ликвацией кремния и различием
в количестве и размерах включений. В этом причина разного влияния
термоциклической и изотермической обработок на сфероидизацию гра¬
фита в сером чугуне. Сфероидизирующая ТЦО изменяет механические
свойства серого чугуна. С увеличением числа циклов твердость чугуна
непрерывно снижается, а зависимость кольцевой прочности труб от числа
циклов сложнее: при трех-четырех циклах наблюдали максимум модуля
изгиба. Это было учтено при создании промышленной технологии и опро¬
бовании ВТЦО труб на Макеевском труболитейном заводе.Отбеленный высокопрочный чугун содержит ледебурит и шаровидный
графит. Для такого чугуна разработан способ графитизирующей ВТЦО.
Он состоит из 10—12-кратных ускоренных печных нагревов до 980—1020 °С с последующими
охлаждениями на воздухе
до 600—650 °С (последнее
охлаждение на воздухе до
комнатных температур). В
результате проведения такой
графитизирующей ВТЦО в
структуре отбеленного высо¬
копрочного чугуна происхо¬
дят изменения, показанные
на рис. 2.11. В табл. 3.40
приведены данные о влия¬
нии числа циклов на твер¬
дость отбеленного высоко¬
прочного чугуна.Механические свойства исследованного чугуна после обычного графи-
тизирующего отжига при 900 °С с выдержкой 4 ч и после графити¬
зирующей и сфероидизирующей цементит ВТЦО приведены ниже.а», МПа ат, МПа 6, % КС, Дж/см2Графитизирующий отжиг . 522 490 0,3 17—19Графитизирующая ВТЦО . '835 650 3,2 24—30Графитизация отбеленного высокопрочного чугуна происходит при
ВТЦО в 3—5 раз быстрее, чем при традиционной ТО.Наконец, применительно к высокопрочному чугуну, прошедшему гра¬
фитизирующий отжиг, может быть применена ВТЦО в целях повышения
прочности при увеличении пластичности. При нагревах высокопрочногоТаблица 3.40. Изменение твердости при
ВТЦО белого чугунаЧислоцикловНВ, МПаЧислоцикловНВ, МПаИсходноесостояние(литье)605093210355501030205387012277073400142690138
1U0012001000Рис. 3.19. Сопротивление усталости коленча- ^иззгМН-М
тых валов из высокопрочного чугуна: 16001 — после заводской ТО; 2 — после СТЦО;3 — после ВТЦОчугуна выше критической темпера¬
туры насыщения металлической осно¬
вы чугуна углерод из графита диффун¬
дирует в металл. Задаваясь темпера¬
турой нагревов и числом циклов, уда¬
ется регулировать количество це¬
ментита (перлита) в металлической
основе чугуна. Использование при
ВТЦО охлаждений с подстужива-
нием ниже точки Ari и последующими
быстрыми охлаждениями формирует
зернистую форму цементита (зер¬
нистого, сорбитообразного перлита). ' ' \yf fgt
Применение 5-кратного высокотем-пературного (нагрев до 850—900 °С) термоциклирования к чугуну
ВЧ 60-2, используемому для производства коленчатых валов на Горь¬
ковском автозаводе, показало, что ударная вязкость увеличивалась от
15 до 25 Дж/см2, предел прочности на разрыв — от 610 до 780 МПа,
а относительное удлинение становилось равным 5,2 вместо 2 %. Резуль¬
таты усталостных испытаний следующие:800\Vч\И", МПа <т_ |, МПаОтжиг.
ВТЦО .480670230370Были проведены и натурные испытания на усталость коленчатых
валов двигателей автомобилей ГАЗ-24. Эти испытания проводили в
ЦНИДИ на гидравлическом пульсаторе при знакопеременной изгибаю¬
щей нагрузке отдельных колен вала. Частота нагружений 10—12 Гц.
На рис. 3.19 приведены кривые усталости коленчатых валов. При пере¬
счете изгибающего момента М„зг на значения действующих напряже¬
ний в переходной зоне от шейки вала к его щеке, где происходят
разрушения, видно, что ТЦО существенно увеличивает сопротивление
усталости чугунных коленчатых валов. Так, у серийных валов (с завод¬
ской ТО) а_|Усл= 165 МПа, после СТЦО а_|УСл = 200 МПа, в результате
ВТЦО а_|уСл=230 МПа. Эти данные свидетельствуют о большой эф¬
фективности ТЦО вообще, СТЦО и ВТЦО в частности, об увеличении
работоспособности коленчатых валов. Износ шеек коленчатых валов
в результате ТЦО снижается при незначительном увеличении твердости.Глава 4ТЦО СПЛАВОВ ЦВЕТНЫХ МЕТАЛЛОВДанные по ТЦО сталей и чугунов не всегда можно использовать при
назначении режимов ТЦО сплавов цветных металлов. Особенно это
касается сплавов, не обладающих полиморфизмом, у которых принци¬139
пиально иной действующий механизм. В данной главе рассмотрена в
основном ТЦО алюминиевых сплавов, а также титановых, никелевых,
медных и некоторых других.4.1. ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ТЦОАлюминиевые сплавы. Данные, приведенные в гл. 2, свидетельствуют
о том, что ВТЦО может быть с успехом применена к большой группе
алюминиевых сплавов — силуминам, а кроме того, к сплавам, имеющим
в своей структуре значительное количество интер металл и дов с отличаю¬
щимися от алюминия коэффициентами термического расширения.Как следует из работы [24], возможности ВТЦО достаточно широки.
Так, использование эффекта трещинообразования при ТЦО кристаллов
первичного кремния в заэв'тектических силуминах позволяет до некоторой
степени измельчить даже кристаллы первичного кремния, что в конечном
счете ведет к широкому применению высококремнистых силуминов. Кроме
того, ТЦО способствует устранению строчечности включений избыточных
фаз и повышению деформационной способности сплавов [208], тем
самым обеспечивая получение деталей с однородной рекристаллизованной
структурой, равномерным распределением остаточных напряжений и вы¬
сокими механическими свойствами.Эффект ТЦО во многом определяется выбранным режимом. ВТЦО
характеризуется следующими параметрами: числом циклов, максималь¬
ной и минимальной температурами в циклах, скоростями нагрева и
охлаждения, а также наличием или отсутствием кратковременных выдер¬
жек при температурах. Кроме того, стандартные режимы искусственного
старения, следующие за ВТЦО, не могут быть использованы без из¬
менений в качестве оптимальныхLUV2001%1408021020режимов старения, так как
структура металла после ВТЦО
значительно отличается от
структуры после обычной за¬
калки. Значения параметров при
исследовании брали в таких
пределах, чтобы они, с одной
стороны, имели практический
смысл, а с другой — эффективно
влияли на свойства [156]. Так,
число циклов в опытах не пре¬
вышало 25—30. Скорость на¬
грева изменяли от 0,4 до 3 °С/с.
Такой выбор соответствовал
наиболее приемлемым значе¬
ниям скоростей, которые можно
достичь при использовании
распространенного нагрева-Рнс. 4.1. Влияние числа циклов л на
механические свойства сплавов АЛ2 (а)
и АЛ9 (б):/ — <ь; 2 — сто,2; 3 — 6140
Рис. 4.2. Влияние интервала термоцнклн- Рис. 4.3. Влияние скоростей нагрева (а)рования АТ (10 циклов) на механические н охлаждения (б) в циклах на механнче-
свойства сплавов (а) и AJ19 (б): ские свойства сплава AJ19:/ — а„; 2 — о0,2; 3 — 6 / — а„; 2 — О0.2; 3 — 6тельного оборудования. При этом скорость охлаждения в циклах варьи¬
ровали от 0,4 до 4,2 °С/с. Значение максимальной температуры в циклах
выбирали в основном исходя из условия достижения высокой раствори¬
мости элементов. Перепад температур в циклах задавали от 50 до
300 °С, что позволяло, с одной стороны, обеспечить действие внутрен¬
них напряжений, а с другой — существенно не снизить диффузионную
подвижность атомов.На рис. 4.1 показано изменение механических свойств литейных
алюминиевых сплавов АЛ2 и АЛ9 в зависимости от числа циклов.
Сплавы в литом состоянии обрабатывали по следующим режимам:
АЛ2— 350 ^ 530 °С, АЛ9—350^ 535 °С. После ТЦО проводили искус¬
ственное старение при 150 °С в течение 8 (АЛ2) и 4 ч (АЛ9). Заметный
рост свойств наблюдается в первых 5—10 циклах. Дальнейшее увели¬
чение числа циклов не оказывает существенного влияния на свойства
сплавов или же их понижает. Такое изменение свойств сплавов связано
с процессом коалесценции избыточных фаз (см. гл. 2).Влияние температурного интервала термоциклирования на свойства
сплавов показано на рис. 4.2. Видно, что прочность сплава АЛ2 почти
не изменяется при расширении интервала, а пластичность заметно
растет. Термоциклирование с интервалом температур, превышающим
150 °С, не изменяет достигнутого уровня свойств. Увеличение Л7" при
термоциклировании сплава АЛ9 наиболее эффективно до 250—300 °С.Влияние скоростей нагрева и„агр и охлаждения иохл в циклах (350^
^535 °С, 10 циклов) на свойства сплава АЛ9 приведено на рис. 4.3.141
щ.е^.МПа220S,Z«г тРис. 4.4. Влияние максимальной темпера¬
туры Гтах термоциклирования на свой¬
ства сплава АЛ2 (10 циклов):/ — а,; 2 — оо.г; 3 — 6Рис. 4.5. Влияние температуры (а) и вре¬
мени старения (б) на механические свой¬
ства сплава АЛ9:I — Ов, 2 — Oo,2i 3 — 6т12%200
150
1001г43в I*,По мере увеличения скорости нагрева в исследуемом диапазоне проч¬
ность сплава уменьшается, а пластичность растет. Оптимальной ско¬
ростью нагрева для данного сплава, очевидно, следует считать скорость
от 0,8 до 1,2°С/с. Скорость охлаждения в циклах по-разному влияет
на свойства сплава. Увеличение скорости охлаждения до 1 — 1,2 °С/с
приводит к росту прочности. Термоциклирование с более высокими ско¬
ростями охлаждения понижает прочность. Что касается пластичности,
то она в меньшей степени зависит от скорости охлаждения.Влияние максимальной температуры термоциклирования Гтах на
свойства сплавов АЛ2 и АЛ9 показано на рис. 4.4 и в табл. 4.1.
Увеличение максимальной температуры в цикле приводит главным обра¬
зом к увеличению пластичности сплава АЛ2, в то время как прочность
существенно не изменяется. При проведении опытов интервал термо¬
циклирования 180 °С, а скорости нагрева и охлаждения 1 °С/с.Увеличение Fmax ведет к некоторому повышению условного пределатекучести и незначительному сни-Таблица 4.1. Механические свойст¬
ва сплава AJ19 в зависимости от мак¬
симальной температуры в циклахМПаа, %535 225 ±7,3 160±5,5 6,9 + 0,4
545 225 ±6,8 173 ±5,3 6,3 ±0,4
555 235 ±7 182 ±5,8 6,0 ±0,5Примечание. Интервал термоциклн-
рования 185 “С, скорости нагрева и ох¬
лаждения |,2°С/с.жению относительного удлинения.
При этом временное сопротивление
разрыву практически не изме¬
няется.Влияние параметров старения
7ст и Тст на механические свойства
сплава АЛ9, предварительно про¬
шедшего ВТЦО по режиму 350^
=ffc535 °С (10 циклов), показано
на рис. 4.5. Увеличение темпера¬
туры и времени старения повы¬
шает прочностные свойства спла¬
ва. Температура старения в ис-142
следуемом диапазоне не оказывает влияния на относительное удли¬
нение, которое, однако, с ростом продолжительности старения снижается.Таким образом, параметры термоциклирования в различной степени
влияют на свойства. Наибольшее влияние оказывают число циклов,
интервал термоциклирования, а также параметры режима искусственного
старения. Повышение свойств с увеличением числа циклов наблюдается
до относительно небольшого числа циклов — 10—15. Дальнейшее термо-
циклированне либо не изменяет свойств, либо их снижает. Это связано
в основном с процессами коалесценции избыточных фаз, наступающими
при длительном термоциклировании. Интервал ТЦО по-разному влияет
на свойства сплавов. Расширение интервала (за счет снижения макси¬
мальной температуры цикла) до 200—250 °С благоприятно сказывается
на пластичности сплавов. Увеличение интервала до температуры свыше
250 °С не изменяет достигнутого уровня свойств сплава АЛ2 и несколько
повышает его для сплава АЛ9. Прочностные характеристики сплава
АЛ2 при увеличении интервала практически не меняются, но повышаются
для сплава АЛ9. Такое изменение свойств связано главным образом
с тем, что при небольшом диапазоне термоциклирования (50—100 °С)
структурные напряжения и связанная с ними деформация алюминиевой
матрицы ограничены. Следовательно, процессы, приводящие к интен¬
сификации диффузии атомов, выражены не в полной мере. Увеличение
интервала сверх оптимального также неэффективно, так как в области
низких температур диффузионная подвижность атомов мала.Исследование влияния скоростей нагрева и охлаждения в циклах
на свойства сплава АЛ9 показывает, что наиболее предпочтительно
термоциклирование со скоростями 1 —1,5 °С/с. Это может быть связано
с тем, что при более высоких скоростях материал сравнительно короткое
время пребывает в интервале температур, отвечающем максимальной
диффузионной подвижности атомов, а при низких скоростях (менее
0,5 °С/с) напряжения, вызванные разной теплопроводностью фаз, и зо¬
нальные термические напряжения понижаются. Кроме того, уменьшается
эффект термодиффузии. По этим причинам диффузионные процессы при
малых и больших скоростях замедляются. Рост максимальной темпе¬
ратуры в циклах в основном повышает уровень свойств, что связано
с увеличением глубины растворения фаз. С помощью метода математи¬
ческого планирования экспериментов были разработаны режимы ВТЦО
ряда промышленных алюминиевых сплавов [157, 160]. Механические
свойства сплавов, обработанных по стандартной технологии, а также по
режиму ВТЦО, показаны в табл. 4.2.Результаты исследований свидетельствуют о том, что ВТЦО по-раз-
ному влияет на свойства литейных и деформируемых сплавов. Для
литейных сплавов характерно повышение относительного удлинения при
сохранении или некотором увеличении прочностных показателей по срав¬
нению со стандартными режимами обработки. Относительное удлинение
возрастает более чем в 2 раза для сплава АЛ2, в 2 раза для
сплава АЛ9 и более чем на 50 % для сплава АЛ4М. Характерная
структура сплава АЛ4М показана на рис. 4.6. После ВТЦО относитель¬
ное удлинение сплава АЛЗО 0,6±0,1 %, в то время как после штатной
ТО (Т1) оно близко к нулю. Кроме того, прочностные характеристики
также выше, чем после стандартной технологии. У порошкового силу¬
мина САС-1 после термоциклирования растут прочность (примерно на
30%) и пластичность (на 50%). Длительность ТО сокращается в
1,5—4 раза. Такое изменение механических свойств силуминов вызвано143
Таблица 4.2. Механические свойства сплавов после стандартной ТО и ВТЦОМаркаВремя<Jb<J0,2Режим обработкиРежим старенияа,%KCV,сплаваТО, чМПаДж/см2Термическая обработкаАЛ 2Тзак = 530 °С, Тзак= 2 чГст= 150 °С, Тст=Ю ч12173-4-7,7120 + 6,77,0 + 0,8 -7,8 + 0,5АЛ 9Тзак = 535 °С, Т3ак= 5,5 чГст = 150 °С, тст = 5 ч10,5240 + 6198 + 6,34,5 + 0,828,0+ 0,3АЛ 30—Гот=200 °С, тст=10 ч10229 + 5,8188 + 4,90,5 + 0,2—АЛ4МТзак 1—515 °С, Т3ак 1—4 4J7'ст=160°С, хст= 12 ч24341 ±8,2258+8,42,2+0,57,5 + 0,43Тзак 2 === 525 °С, Т3ак2 = 8 ЧСАС1Тзак—520 °С, Тзак= 2,5 чГст= 195 °С, тст = 3 ч5,5235 + 7,4225 + 6,61,0+ 0,2—Д-16Гзак = 500 °С, Тзак= 2 чТст = 180 °С, Тот = 8 ч10,8525+11,3428+9,98,5 + 0,3520,8+0,79АК4-1Тзак = 535 °С, Тзак= 2,5 чТст = 180 °С, Тет=Ю Ч12,5410+10,6245 + 9,724,8+0,93—Высокотемпературная термоциклическая обработкаАЛ 2380^530 °С, И цикловГст =150 °С, Тст = 2,5 ч3220 + 7140 + 5,815,5 + 0,614,1+0,8АЛ 9255^540 °С, 14»Тст = 145 °С, Тот = 2,5 ч3256 + 8,4215 + 8,19,5 + 0,8517,0+0,7АЛ 30345^510 °С, 8»Гст = 200 °С, Тст = 3,5 ч4275 + 6,8236 + 5,40,6+ 0,1—АЛ4М405^540 °С, 11»Гст= 155 °С, тст = 7,8 ч8,7380+12,1295+83,6+0,39,8 +0,5САС-1350^460 °С, 8»Тст= 195 °С, тст = 3 ч3,5305 + 8,8240 + 7,31,5+0,2Д-16370^500 °С, 6»Тст= 175 °С, тст = 5,4 ч6540 + 9,3425+8,312,0 + 0,422,6+0,85АК4-1460^535 °С» 12»Тст = 120 °С, Тст = 7,6 ч8,5410 + 9280+10,128,0+1,1_Примечания. 1. Скорость нагрева и охлаждения в циклах 0,8—1 и 1 —1,2 °С/с соответственно. 2. Охлаждение в последнем цикле — в воде.
\* 0 *!; фр*»►Рис. 4.6. Структура сплава AJ14M, Х400: а — Тб, б — ВТЦОдействием факторов, подробно описанных в гл. 1—2. При этом уровень
достигаемых свойств зависит как от химического состава, так и от фазо¬
вого, который у рассматриваемых сплавов различен.Уровень свойств деформируемых сплавов после ВТЦО в меньшей
степени отличается от свойств после стандартных режимов ТО. Проч¬
ностные показатели в сопоставимых случаях практически одинаковы.
Относительное удлинение после ВТЦО у рассматриваемых сплавов выше.
Однако эта разница (12 % для сплава АК4-1 и 50 % для сплава
Д16) не так существенна, как у литейных. Длительность ТО сокраща¬
ется также незначительно (примерно в 1,5 раза).Меньшая степень влияния ВТЦО на свойства деформируемых сплавов
объясняется тем, что они менее легированы и в их структуре сравни¬
тельно мало фаз с отличными от алюминиевой матрицы теплофизи¬
ческими характеристиками. Однако характерные для деформируемых
сплавов интерметаллиды в мелкодисперсном виде увеличивают протяжен¬
ность межфазных границ, что, в свою очередь, является положитель¬
ным фактором при возникновении структурных напряжений. Поэтому
в какой-то степени при ВТЦО деформируемых сплавов имеют место
процессы, характерные и для литейных. Это обстоятельство, очевидно,
служит причиной интенсификации диффузии и повышения механических
свойств деформируемых сплавов по сравнению со стандартными режи¬
мами обработки.Титановые, никелевые и другие сплавы. ТЦО титановых сплавов
[207] основана на эффекте образования полигонизованных структур
в результате многократных (до 20) переходов через температуру по¬
лиморфного превращения и может рассматриваться как самостоятельный
вид обработки, способный существенно менять тонкую структуру и
механические свойства. Однако немаловажное значение в вопросе фор¬
мирования структуры и свойств имеет и механизм растворение — вы¬
деление частиц второй фазы, протекающий также с определенным10 В. Федюкин и др. 145
Рис. 4.7. Зависимость коэффициента диффузии Dpji от числа циклов л при ТЦО сплавовс Г= 700 1000 °С: а — BT3-T; б — BT20объемным эффектом [167]. При этом изменения в структуре, как и при
кристаллизации, связывают с небольшим «фазовым» наклепом, для
достижения которого необходимо достаточно большое число циклов
(20—50).В работах, выполненных под руководством С. 3. Бокштейна [143,
167], вскрыты особенности диффузии и распределения примесей в
структуре титановых сплавов при ТЦО. Для сплавов ВТЗ-1 и ВТ20
(рис. 4.7) зависимость коэффициента диффузии от числа циклов (700
ч*1000°С) имеет выраженный минимум. Минимальные значения D,
по мнению авторов, соответствуют структуре, в которой число неупоря¬
доченных дефектов минимально, что ведет к замедлению диффузии ато¬
мов. Дальнейшее увеличение коэффициента диффузии связано с увеличе¬
нием разориентации пластин и фрагментов a-фазы. В отличие от изотер¬
мического отжига диффузия при ТЦО идет преимущественно по объему
металла. С увеличением числа циклов происходит «освобождение» от
дислокаций зерен и субзерен. Это ведет к совершенствованию структурыи, как следствие, к замедлению диффузии. Установлено, что после не¬
которого числа циклов (10—15) образуется совершенная структура и
величина D остается практически неизменной. Таким образом, преобразо¬
вание структуры в процессе ТЦО заключается в формировании без¬
дефектной внутризеренной структуры с выстраиванием дислокаций на
границах зерен в виде упорядоченных образований. Оптимальная суб¬
структура в сплаве ВТЗ-1 достигается при /г=10, а в сплаве ВТ20 —
при п= 15.Влияние ТЦО значительно усиливается последующей ТО. Как по¬
казали опыты [203], механические свойства сплава ВТ22 после ТЦО
и отжига зависят от степени распада p-фазы, морфологии пластин и гло-
булей a-фазы, их распределения в рекристаллизованной или нерекристал-
лизованной матрице. На этой основе были оптимизированы режимы ТЦО
ряда промышленных сплавов [7, 143, 203, 206, 207]. Режимы обработ¬
ки по схеме ТЦО и стандартным режимам ТО, а также механические
свойства приведены в табл: 4.3.Как показали опыты [203], основное влияние на свойства титановых
сплавов помимо числа циклов оказывает скорость охлаждения. Ис¬
следования, проведенные на сплавах ВТ8, ВТ20, ВТ6, ВТ9 и ВТЗ-1,
выявили следующую особенность: резкое (в воде) или замедленное
охлаждение после каждого цикла не приводит к существенному из-146
Таблица 4.3. Механические свойства титановых сплавовМарка .
сплаваРежим обработкио.,МПа6KCVкст%Дж/см2Нагрев: 900 °С (1 ч) — 650°С (2 ч),103518,248,11,5ВТЗ-1охлаждение на воздухе—(пруток)ТЦО: 700 ч* 970 °С (10 циклов) +103517,952,94,2+ 550 °С (2 ч)Отжиг: 650 °С (1 ч)33621559ВТ 1-0ТЦО: 20 930 °С (5 циклов)45534,56714ВТ20Без ТО9839,314,726,5(литой)ТЦО: 700 чЬ 1070 °С (10 циклов)103610,820,542Отжиг: 900 °С (1 ч), охлаждение в94211,435,45,5ВТ15печи—ТЦО: 850 ч* 1050°С (50 циклов)95511,738,914Нагрев: 950 °С {1 ч)-> 540°С (6 ч),1060125116ВТ9охлаждение на воздухе—ТЦО: 850 ч* 1050 °С (20 циклов)104015,56047Нагрев: 1050 °С (1 ч), отжиг при10701120'25ВТ22840 °С (3 ч)—ТЦО: 600 950 °С (5 циклов), отжиг1050173148при 840 “С (3 ч)мельчению исходного крупного зерна, а существует некоторая оптималь¬
ная скорость, при которой эффект измельчения находится в прямой
зависимости от числа циклов,— чем больше циклов, тем мельче р-зерно.
Достигаемая степень измельчения структуры и высокие значения вязко¬
пластических свойств при ТЦО сварных и массивных изделий из тита¬
новых сплавов [7, 206] позволяют ожидать ее широкого использования
на практике.Никелевые сплавы, как и алюминиевые, не обладают полиморфизмом.
Эффект при ТЦО может быть достигнут за счет тех же физических
процессов: напряжений и деформаций при термическом расширении
(сжатии) фаз, а также в результате наличия существенной темпе¬
ратурной зависимости растворимости легирующих элементов в матрице.
Так, ТО никелевого сплава, содержащего 0,1 %В [65], по режиму
950 ч* 1050 °С приводит к образованию развитой субструктуры, декориро¬
ванной дисперсными боридами и обладающей высокой диффузионной
проницаемостью. При снижении температурного диапазона до 900 ^
ч* 1000 °С средний размер субзерен еще больше уменьшается.В сплаве ЭИ437Б, единственной упрочняющей фазой которого явля¬
ется упорядоченный интерметаллид на основе соединения №зА1(у'), с
таким же удельным объемом, как и матрица (у), ТЦО (1040^ 1120 °С,
10 циклов) обеспечивает измельчение зерна в перегретом (1200 °С,
5 ч) сплаве, несмотря на отсутствие фазового наклепа.10*147
Таблица 4.4. Режимы ТО и механические свойства сплава ЭИ437БТОа„6KCVК.СТМПа%Дж/см2Стандартная (1080 °С, 8 ч)109017194,94ТЦО (1040 1120 °С, 8 цик¬
лов)10302020——ОНГ (е = 7,5 %)94018185,3—ОНГ + ТЦО114029296,35,1Примечания: 1. Содержание хрома в сплаве увеличено до 0,03 %. 2. ОНГ — обра¬
ботка на «наследственные границы».Авторы работы [65] оценивают достигнутое измельчение движущей
силой, возникающей из-за различия в содержании и подвижности ком¬
понентов в /- и /'-фазах. В табл. 4.4 приведены свойства данного сплава
после различных упрочняющих обработок.Особого внимания заслуживает сочетание ТЦО с ОНГ, позволяю¬
щее в значительной степени повысить весь комплекс механических
свойств. Аналогично (повышает долговечность на 30—40 %) влияет ТЦО
и на другие никелевые сплавы, в частности на сплавы ЖС6К и ЭИ617
энергомашиностроительного назначения [70].Сплавы на медной основе также восприимчивы к упрочнению ме¬
тодом ТЦО. С помощью математического планирования экспериментов
разработан оптимальный режим ТЦО алюминиевой бронзы БрАЖН
[189]: 20 950 °С (10 циклов, охлаждение — в воде), отжиг — 400 °С,2 ч. При этом были получены следующие свойства: твердость (НВ)
3210 МПа, электропроводность 4,45 м/Ом-мм2, что в среднем на 10%
выше, чем после стандартного режима ТО. ТЦО в области температур
эвтектоидного превращения бинарного сплава меди с оловом [53] устра¬
няет неоднородность структуры, характерную для сплавов данного
класса.Термоциклическая обработка палладия и его сплавов, проводимая
в атмосфере водорода [48], вызывает фазовое превращение а-твердого
раствора в гидридную p-фазу, которое сопровождается сильно выражен¬
ным фазовым наклепом с последующей рекристаллизацией. Присутствие
водорода делает сплав менее водонепроницаемым в диапазоне темпе¬
ратур вплоть до 550 °С. В табл. 4.5 даны свойства палладия и его
сплавов, термообработанных по различным режимам.Как следует из табл. 4.5, не все сплавы улучшают свойства под
действием ТЦО, в основном идет перераспределение между показателя¬
ми прочности и пластичности. Можно выделить лишь несколько режи¬
мов для сплавов с молибденом и железом, которые действительно
улучшают весь комплекс механических свойств. Этого следовало ожидать,
так как одни и те же режимы не могут выступать в качестве опти¬
мальных для таких разнородных материалов.Изучены структура и фазовый состав сплава циркония с 2,5 %
Nb [235], после ТЦО в интервале температур (а+ р)-области. В отож¬
женном сплаве в местах расположения исходной p-фазы при ТЦО
возникает пересыщенная а'-фаза, что ведет к увеличению твердости.
В закаленном сплаве ТЦО приводит к распаду а'-фазы с образованием
р-фазы. Оценка сопротивления окислению образцов сварных соединений
в течение 1000 ч при 340 °С в газовой среде на основе азота148
Таблица 4.5. Механические свойства палладия и его сплавовИсходные механиче¬
ские свойстваМеханические свой¬
ства после ТЦОСплавti.Отв, %ТЦОOnОтЛ. %МПаМПаPd1864822ТЦО *ТЦО + отжиг при 600 °С
ТЦО + отжиг при 1000 °С4452051681921555226.5
8,514.5Pd ++ 3,6 %Мо2807517,8ТЦОТЦО+отжиг при 600 °С
ТЦО + отжиг при 1000 °С402345282272275850,41,814,5Pd ++ 7,1 % Pt185768,5ТЦОТЦО+отжиг при 600 °С
ТЦО + отжиг при 900 °С375190178225120562,22,59,4Pd ++ 3,8 % Ru36816814,3ТЦОТЦО + отжиг при 600 °С
ТЦО + отжиг при 900 °С6524153323562851355,23,414,5Pd ++ 2,1 % Fe2355513ТЦОТЦО+отжиг при 600 °С
ТЦО+отжиг при 900 °С265231235122534413,212,812,5* Режим ТЦО: 20^:500 °С, пять циклов.в ядерном реакторе показала, что с помощью 5-кратного термоциклиро-
вания в области температур 500 ^ 850 °С можно ускорить процесс стаби¬
лизации структуры сварных соединений сплавов циркония и повысить
их сопротивляемость окислению.Итак, сплавы цветных металлов, как и сплавы на основе железа,
под действием ТЦО улучшают свою структуру и физико-механические
свойства. При разработке режимов ТЦО важно знать физику возможных
процессов и на этой основе решать задачу выбора режима и оптимиза¬
ции его параметров. Кроме того, необходимо выяснить ту границу,
за пределами которой «улучшающая» ТЦО вырождается в свою противо¬
положность и ведет к негативным последствиям.4.2. НИЗКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ТЦОТермоциклическая обработка в области температур дисперсионного твер¬
дения эффективна при воздействии на деформируемые алюминиевые
сплавы, например авиали [а. с. 960310, 210]. Эти сплавы относятся к
наиболее низколегированным деформируемым сплавам системы А1 —
Mg—Si с суммарным содержанием легирующих элементов, не пре¬
вышающим 1,5—2%. При соотношении концентрации Mg: Si = 1,73
единственной упрочняющей фазой является 0-фаза (Mg2Si) или близкая
ей по составу Р'-фаза. Наличие переменной растворимости химических
элементов в зависимости от температуры позволяет в широких пределах
менять механические свойства сплавов путем ТО. Применение к ним149
Таблица 4.6. Химический состав и свойства деформируемых алюминиевыхсплавовМаркаМассовое содержание элементов, %токго»Ор.2«, %(>, Ом XсплаваSiMgFeПрочиео-О
CD НМПаX мм'/мСАВ0,7—1,20,45—0,9—0,012 Си
0,012 МпТ1нтцо121,621124514315011,723,0—АД31Е0,3—
0,70,4 —
0,9—0,02 ВТ1НТЦО14,31,21952311101447,97,60,03330,0334АВЕ0,45—0,650,45—0,650,45—0,7—Т1НТЦО131,5252210’—9,217,90,02970,0310ВТЦО малоэффективно, так как в структуре практически отсутствуют
фазы с различными коэффициентами термического расширения.Основным видом ТО, обеспечивающим необходимую прочность этих
сплавов, является старение. Продукты распада пересыщенного твердого
раствора, образующиеся при низкотемпературном старении и на ранних
стадиях высокотемпературного старения, отличаются большим разно¬
образием. По данным работы [169], выделения в сплавах системы
AI — Mg— Si после низкотемпературного старения представляют собой
области размером примерно 1,8 нм со структурой, отвечающей равно¬
весной fj-фазе, когеренто сопряженной с матрицей (зоны Гинье —
Престона). При высокотемпературном упрочняющем старении образу¬
ются мелкодисперсные частицы игольчатой формы, вытянутые параллель¬
но < 100> AI. Иглы сохраняются в сплаве очень долго, постепенно
увеличиваясь в размере.Таким образом, сплавы данной системы, будучи состаренными до
максимальной прочности, содержат в своей структуре зоны Гинье —
Престона, когерентно сопряженные с матрицей. Разупрочнение при пере-
старивании наступает в результате нарушения когерентности. При этом
в сплаве образуются стержнеобразные частицы типов ($1 и ($2, у кото¬
рых сохраняется когерентность вдоль направления [110] р|| [001 ] А). Од¬
нако у частиц типа ($1 она сохраняется вдоль их длины, а у частиц
типа f$2 — в направлении, перпендикулярном к оси стержня. Упругие
смещения в матрице, перпендикулярные к оси стержня, различны:
у ($1 они сжимающие, а у — растягивающие. Таким образом, термо¬
циклическое старение сплавов данной системы в условиях непрерывно
изменяющейся температуры должно некоторым образом изменить процесс
распада предположительно со смещением доли образующих продуктов
распада в область предвыделений.В табл. 4.6 приведены химический состав и свойства горяче¬
прессованных прутков из сплавов САВ и АД31Е и катанки из сплава
АВЕ, полученной методом непрерывного литья и прокатки [91], после
стандартной и термоциклической обработок.Низкотемпературная ТЦО сплава САВ повышает механические свой¬
ства, полученные при испытании на растяжение, по сравнению со
стандартным режимом, включающим закалку и ступенчатое старение.
Применение НТЦО к сплаву АД31Е повышает прочность, практически
не ухудшая пластичность и электрическую проводимость. Для сплава
АВЕ пластичность в основном растет, а значения прочности и элек-150
Таблица 4.7. Влияние режима нагрева и охлаждения на свойства катанки изсплава АВЕНомеропытаНагревОхлаждениео.,МПав, %Р.ОмХХмм’/мПечь (twP = 0,25 °С/с);
горячее масло (v„arp =
= 2 °С/с)Вода (Уохл = 6 °С/с); воз¬
дух ( Vann ” 0,3 °С/с)1В маслеВ воде19416,60,03162» печиНа воздухе19419,50,03173» масле» *19612,90,03184» печиВ воде19917,60,0316трическая проводимость остаются на более низком уровне, чем после
обработки по режиму Т1. Использование НТЦО в несколько раз
сокращает длительность ТО. Для улучшения показателей пластичности
и удельного электросопротивления эффективны изотермические выдержки
в циклах при максимальной температуре, причем с увеличением выдерж¬
ки от 5 до 10 мин р понижается на 5 %, а б увеличивается примерно
в 2 раза. На прочность выдержка такого существенного влияния не оказы¬
вает, увеличивая ее всего на 15—20 %.В отличие от изотермических режимов при ТЦО в широком диапазоне
может меняться интенсивность термического воздействия. В табл. 4.7
представлены характерные свойства катанки диаметром 9 мм из сплава
АВЕ, подвергнутой закалке от температуры 530 °С (выдержка при тем¬
пературе 1,5 ч) и термоциклическому воздействию в режиме 20 180 °С.Следует отметить, что все возможные сочетания различных способов
нагрева и охлаждения практически позволяют достичь приблизительно
одинаковых результатов и лишь реализация опыта с нагревом в масле
и охлаждением на воздухе (опыт 3) дает несколько заниженные
значения пластичности и удельного электросопротивления.Аналогичные исследования, выполненные для бинарных алюминиевых
сплавов с кремнием и медью, показали, что использование НТЦО после
закалки для кремниевых сплавов неэффективно, а для сплавов с медью
наблюдается возрастание (по сравнению с обработкой Тб) пластичности
и ударной вязкости (примерно в 2,5 раза) при некотором снижении
условного предела текучести (в среднем на 35—40 %). НТЦО вторичного
алюминиевого сплава АК5М7 (4—6 % Si, 0,2—0,5 % Mg, 5—8 % Си,
остальное А1) позволила на 30—40 % повысить пластичность и ударную
вязкость в сравнении с обработкой Тб.Применение НТЦО взамен режимов искусственного старения явля¬
ется перспективным направлением ТО. Распад твердого раствора в
процессе старения в большинстве случаев — это сложный физико-хими¬
ческий процесс, сопровождающийся многообразием образующихся
структурных составляющих. Поэтому важно, на какой стадии распада
заканчивается процесс и какая при этом образуется структура. Исполь¬
зование НТЦО позволяет получить структуру, характеризующуюся
более высоким содержанием мелкодисперсных фаз. Это и служит основной
причиной повышения свойств сплавов системы А1—Си и промышлен¬
ных сплавов АК5М7 и САВ, в то же время прочностные показатели не
ниже, а в ряде случаев и выше аналогичных значений после стандарт¬
ной ТО.У сплава АД31Е относительное удлинение после ТЦО(без выдержки)
сохраняется таким же, как после стандартной ТО. В этом случае задача151
состоит в том, чтобы с некоторым ущербом для пластичности получить
высокое соотношение прочности и электрической проводимости, являю¬
щихся основными показателями для проводниковых материалов. НТЦО
с выдержкой хотя и увеличивает общее время на обработку, но позволяет
достичь еще более высоких результатов, в том числе повысить соотно¬
шение прочности и электрической проводимости сплавов.4.3. РАЗМЕРНАЯ СТАБИЛЬНОСТЬ МАТЕРИАЛОВ И ТЦОВ настоящее время большое внимание уделяется вопросу повышения
размерной стабильности материалов для новой техники. В наибольшей
степени это касается сплавов, содержащих фазы с резко различаю¬
щимися коэффициентами термического расширения, и в частности порош¬
ковых и гранулированных силуминов.Размерная нестабильность материалов определяется двумя основными
причинами: деформацией за счет релаксации остаточных напряжений
в материале (напряжения I рода) и микропластической деформацией
вблизи включений в результате релаксации структурных напряжений
(напряжения II рода). Оценка деформаций вокруг включений показала,
что деформация сильно зависит от размера частиц упрочняющей фазы.
При этом с уменьшением радиуса частиц она снижается. Аналогичная
зависимость наблюдается и от формы частиц, причем чем более округлая
форма частиц, тем ориентированные напряжения меньше. Кроме того,
для несферических частиц микропластическая деформация анизотропна
тем больше, чем больше степень несферичности частиц. Если распре¬
деление несферических частиц не хаотично, а наблюдается некоторая
их ориентация, то соответственно должна иметь место и анизотропия
ориентации микропластической деформации, что может привести к макро-
пластической деформации детали.Таким образом, хотя в целом остаточные напряжения уравно¬
вешены внутри объема, их релаксация может приводить к макроиз¬
менениям, зависящим от параметров упрочняющей фазы, в том числе
от размера, формы, распределения по объему и их ориентировки. Кроме
того, могут вносить вклад процессы образования и залечивания микро¬
трещин и пор.Анализ физики процессов, имеющих место при нестационарных тер¬
мических воздействиях, проводили на сплаве САС1-50 следующего хими¬
ческого состава (массовая доля, %) : 28 Si, 5,5 Ni, остальное AI [17].
Дисперсность порошка 50 мкм, размер упрочняющей кремниевой фазы
9 мкм. Внутренние напряжения в частицах кремния измеряли рентге¬
новским методом. Абсолютная погрешность измерения напряжений не
превышала 20 МПа. Измеряли напряжение прутка в исходном состоянии
(в состоянии поставки), после отжига при 500 °С, охлаждения до — 60 °С,
после нагрева до 180 °С, а также трех циклов ТЦО по схеме — 60+ 180 °С (табл. 4.8).Анализируя полученные данные, можно отметить некоторое снижение
уровня внутренних напряжений после первой выдержки при температуре
— 60 °С. Дальнейшее термоциклирование приводит к повышению напря¬
жений. Отжиг практически не снижает уровня напряжений.Параллельно измеряли плотность сплава методом двойного гидро¬
статического взвешивания, а также длину образцов, в том числе после
стабилизирующего старения при 120 °С. Результаты измерения плотности152
8-10s1510Рнс. 4.8. Изменение плотности (/) и длины
образцов (2) после термических воздей¬
ствий:1— отжиг при 500 °С, I ч; 11 — ТЦО
(—60ч£ + 180 “С, 3 цикла); 111 — старе¬
ние при 120“С, 6 чРис. 4.9. Зависимость декремента затухания
колебаний 6 от температуры Т в сплаве
САС-1 после обработки в азоте:/ и 2 — 1-й цикл, прямой и обратный ход;
3 и 4 — 2-й цикл, прямой и обратный ход,'Н!!i1 н
II1 мif 1А
f/\ 1 /1II21fvi К/// aVп /XЛ\\'Л4s/ у0100200Т.Си длины образцов представлены на рис. 4.8. Размеры и плотность
образцов изменяются после каждого режима ТО, причем после отжига
они увеличиваются, а после ТЦО несколько уменьшаются. После ста¬
билизирующего старения плотность образцов резко возрастает, а их длина
практически не изменяется. Выполненные в работе [84] расчеты, оце¬
нивающие влияние точечных дефектов, дислокаций и микротрещин на
плотность аналогичных материалов, показали, что изменение плотности
связано с процессами образования микротрещин. Таким образом, измене¬
ние плотности при всех термических воздействиях обусловлено возник¬
новением, ростом и залечиванием микротрещин.При исследовании амплитудно-независимого и амплитудно-зависимо¬
го внутреннего трения определяли логарифмический декремент зату¬
хания колебаний б (рис. 4.9). Образцы для исследования вырезали
вдоль и поперек направления прес¬сования. Результаты измерения
амплитудно-независимого внутрен¬
него трения показали, что с повы¬
шением температуры испытаний в
исходном состоянии и после отжига
происходит монотонное увеличе¬
ние декремента б, что связано с
увеличением плотности и перерас¬
пределением различных дефектов.
После охлаждения в жидком азоте
в течение I ч на'кривой амплитудно¬
независимого внутреннего трения
появляется пик внутреннего тре¬
ния. При этом на продольных
образцах при повышении темпера-Таблица 4.8. Внутренние напряже¬
ния в частицах кремнияТОaSj, МПа— •100ОоИсходное состоя¬-240 ниеОтжиг при 500 °С-2371,3Охлаждение до— 17029-60 °СНагрев до +180 “С-18025ТЦО в режиме-20016,5— 60=г±+180 °С(три цикла)153
Рнс. 4.10. Зависимость декремента затухания 6 от
амплитуды деформации после отжига е.туры этот пик наблюдается при 100 °С, а
при понижении — при 50 °С. Следует отме¬
тить некоторое смещение пиков при уве¬
личении числа циклов ТЦО. На поперечных
образцах характер изменения декремента
затухания сохраняется, однако пики на¬
блюдаются при 160 и 70 °С соответственно
при повышении и понижении температуры.При определении амплитудно-незави-
симого внутреннего трения у образцов
после отжига обнаружено два пика: при
амплитудах около —8-10-5 и 13,7-10~5
0 8 6 е-Ю" (рис. 4.Ю). После 100 дней вылеживанияпри комнатной температуре второй пик
смещается в сторону больших ампли¬
туд— примерно 17,2-10-5, а положение первого пика практически
не изменяется. Последующая выдержка в жидком азоте (I ч) приводит
к смещению первого пика до амплитуды 12,5-10-5, а второго —
до 18,3-10~5. После отжига первый пик перемещается в первоначаль¬
ное положение, а положение второго пика изменяется незначительно.Наличие пиков на кривых температурной зависимости амплитудно¬
независимого внутреннего трения свидетельствует о протекании процессов
образования и залечивания микротрещин в результате термических воз¬
действий. При охлаждении в азоте на поверхности раздела алюминиевой
матрицы и кремния, а также в частицах кремния в результате терми¬
ческих (межфазных) и остаточных напряжений образуются микротре¬
щины. При нагреве образцов микротрещины закрываются, о чем сви¬
детельствует скачок декремента 6 при 100—120 °С. Некоторое смещение
пиков после повторного охлаждения в азоте, по-видимому, связано
с частичной релаксацией напряжений в матрице, вследствие чего требу¬
ются меньшие межфазные напряжения для раскрытия и закрытия
микротрещин.Учитывая, что в образцах пики наблюдаются при более высоких
температурах, можно сделать вывод о преобладающем направлении
микротрещин вдоль оси прутка. В случае амплитудно-независимого
внутреннего трения появление пиков является следствием микропла-
стической деформации в локальных объемах. При этом рост внутрен¬
него трения с увеличением амплитуды вызван постоянным повышением
числа подвижных дислокаций, которые тормозятся беспорядочно рас¬
пределенными атомами примесей. Амплитудная зависимость внутреннего
трения, измеренная при постепенном уменьшении амплитуды колебаний,
соответствует постоянному числу дислокаций.Можно предположить, что в негомогенном материале, каким является
сплав САС1-50, для дислокаций существуют различные препятствия,
которые оказывают влияние последовательно с увеличением амплитуды
колебаний. В гомогенных материалах, например в поликристаллическом
алюминии, наблюдается один максимум внутреннего трения [233].
Очевидно, появление двух пиков обусловлено рассеянием энергии в об¬/ /\Г7УЪХ/**' У154
ластях, имеющих остаточные напряжения (второй пик), и в областях
с термическими внутренними напряжениями (первый пик). При этом
движение дислокаций происходит под совместным воздействием как внут¬
ренних, так и приложенных при измерении внутреннего трения напряже¬
ний. Различие между пиками по амплитудам соответствует действую¬
щим в материале внутренним напряжениям. После охлаждения напряже¬
ния уменьшаются, при этом для движения дислокаций необходимо
приложить большие напряжения, вследствие чего пики смещаются в
сторону больших амплитуд.Сделанные выводы согласуются с результатами рентгеновских ис¬
следований (см. табл. 4.8). Напряжения в кремнии после охлаждения
в азоте уменьшаются, а после нагрева вновь возрастают. Аналогично
изменяется и положение первого пика на кривых температурной за¬
висимости б.На основании полученных данных можно предположить наличие опре¬
деленных процессов, протекающих в порошковых силуминах при ТО.
Материалы исследуемого класса представляют собой сильно напряжен¬
ные композиции, в которых возникают напряжения двух типов: меж-
фазные и технологические. Межфазные напряжения образуются еще на
стадии получения порошка, а технологические — при получении компакт¬
ного материала. После отжига происходит снятие технологических на¬
пряжений и увеличение межфазных. При охлаждении в жидком азоте
остаточные межфазные напряжения складываются с вновь возникаю¬
щими. При этом начинают «работать» источники размножения дисло¬
каций, что, в свою очередь, приводит к пластической деформации алю¬
миниевой матрицы. В результате релаксационных процессов иа границе
раздела хрупких включений кремния и пластичной матрицы зарожда¬
ются микротрещины, механизм образования которых носит дислокацион¬
ный характер, а также происходит частичное снятие технологических
напряжений. Отжиг при 180 °С приводит к увеличению межфазных
напряжений и одновременно к незначительному уменьшению оставшихся
технологических. При этом происходит частичное закрытие микротрещин
и образование равновесной дислокационной структуры.В пользу процессов образования и залечивания микротрещин сви¬
детельствуют результаты определения модуля нормальной упругости Е
сплава, полученные путем измерения резонансной частоты электростати¬
ческим методом [34]. Измерение величины Е проводили после каждой
последовательно наложенной ТО на образцах, вырезанных вдоль и
поперек оси прутка (табл. 4.9).Из таблицы видно, что величина Е продольных образцов после
ТО увеличивается, в то время как поперечных — уменьшается.Таблица 4.9. Изменение модуля нормальной упругости ■ 100, % ) послетермических воздействийСхема вырезки
образцаТ,°С-70+ 180-70+ 180— 70'4± + 180
(10 циклов)Вдоль оси прутка
Поперек оси прутка+ 0,1
-0,5+ 0,15
— 0,06+ 0,05+ 0,1-0,320-0,18155
Учитывая, что определение величины Е производили методом из¬
мерения резонансной частоты, т. е. в образцах возбуждались упругие
стоячие волны, можно отметить, что изменение величины связано с из¬
менением резонансной частоты образца, которая, в свою очередь, за¬
висит от различных препятствий, мешающих передаче упругой энергии.
При увеличении этих препятствий уменьшается резонансная частота,
а следовательно, и модуль нормальной упругости. Наиболее вероятными
препятствиями, влияющими на прохождение волн, в данном случае могут
быть ориентированные микротрещины, которые раскрываются и залечи¬
ваются в процессе ТО. Таким образом, можно предположить, что микро¬
трещины преимущественно ориентированы вдоль оси прессования прутка.Анизотропию ориентации крем¬
ниевых частиц исследовали мето¬
дом секущих [182]. Образцы
вырезали вдоль оси прутка на
различном расстоянии от края.
Коэффициент анизотропии, или
степень ориентации, Х%).М. — М,“=-гг гг- ЮО,где М|, М2 — число пересечений
секущей с зернами кремния соот¬
ветственно на поперечном и про¬
дольном шлифах. Коэффициент
анизотропии определяли в исход¬
ном состоянии (табл. 4.10).Полученные результаты свидетельствуют о наличии ориентирования
кремниевой фазы в сплаве. Следует также отметить более высокую сте¬
пень анизотропии кремния в периферийной части прутка. Отжиг при
500 °С несколько уменьшает степень анизотропии кремния, что обуслов¬
лено тем, что при нагреве присходит поворот частиц в алюминиевой
матрице.Анализируя изменения длин образцов по экспериментальным данным
и рассчитанных из условия равномерной деформации во всех направ¬
лениях, можно отметить, что расчетные изменения длин не коррелируют
с экспериментальными данными. Это свидетельствует о том, что главная
причина изменения размеров образцов не микротрещины, а неравномер¬
ность деформации металла по объему за счет ориентации кремниевой
фазы. Несмотря на то что процесс образования и залечивания микро-
трещин не является определяющим при изменении размеров, однако
он все-таки вносит существенный вклад в общую деформацию.Таким образом, размерная стабильность порошковых силуминов типа
САС-1 определяется в основном двумя факторами: наличием ориентиро¬
ванных частиц второй фазы, а также степенью развития процессов
раскрытия и залечивания микротрещин и пор на границе раздела фаз.Являясь одним из эффективных методов измельчения и сфероиди-
зации упрочняющих фаз данного класса материалов, способ ВТЦО,
как показали опыты [188], может успешно конкурировать с известными
стабилизирующими обработками. Исследования по выявлению этого об¬
стоятельства проводили на кольцевых образцах из сплава САС-1 -50,Таблица 4.10. Степень анизотропии
кремниевых включенийМесто вырез¬
ки образцаТОа. %КрайИсходное состоя¬
ниеОтжиг при 500 °С,
1 ч3,42,8ЦентрИсходное состоя¬
ниеОтжиг при 500 °С,
1 ч10,7156
юРис. 4.11. Кольцевой образец (а) и клин (б)предназначенных для определения релаксационной стойкости (PC).
Последние вырезали из прутков вдоль направления прессования. Рабочая
часть образца представляет собой брус равного сопротивления изгибу
(рис. 4.11, а), который нагружается путем помещения в прорезь клина
(рис. 4.11,6). Падение напряжения а = АЕА, где коэффициент про¬
порциональности, зависящий от размеров образца, равен /1 = 0,000475;
Д — изменение прорези образца, %. Замер прорези образца осуществляли
на инструментальном микроскопе УИМ-23'с ценой деления 0,001 мм. PC
исследовали при воздействии теплосмен по режиму: охлаждение до— 60 °С, выдержка 1 ч, нагрев до 60 °С, выдержка 1 ч (три цикла).
Падение напряжения определяли после каждого цикла воздействия.
Оценку PC проводили по падению напряжения в образцах. Чем меньше
падение напряжения после воздействия теплосмен, тем выше PC. Отно¬
сительная погрешность при измерении напряжения 20^4.Часть образцов подвергали стабилизирующей ТО по ГОСТ 17535—
77*: отжиг при 400 °С (7 ч), 3-кратное тепловое циклическое воздей¬
ствие: охлаждение до —60 °С, выдержка при этой температуре в те¬
чение 0,5 ч; нагрев до + 180°С, выдержка 0,5 ч; старение при 120 °С,5 ч. Другую часть образцов под¬
вергали ВТЦО по режиму: нагрев
до 460 °С со скоростью 20 °С/мин
и охлаждение на воздухе до 340 °С,
в последнем цикле охлаждение в
воде. При всех заданных режимах
испытаний (начальные напряже¬
ния 50, 80 и 120 МПа) PC сплава
после ВТЦО на 20—40 % выше,
чем после стандартной ТО
(рис. 4.12).На пальчиковых образцах [231]
и полых цилиндрических деталяхРис. 4.12. Релаксационная стойкость сплава
САС-1-50:О — стабилизирующая ТО; ф — ВТЦО157
а)Or-1-2-5ШI5)-1-3-jfw6dotnIa1IРис. 4.13. Изменение высоты пальчиковых образцов (а)
и диаметра цилиндров (б) после ТО:I — после ВТЦО; 2— согласно ГОСТ 17535—77*диаметром 60 мм, высотой 40 мм и толщиной стенки 4 мм проводили
натурные испытания, состоящие из температурных воздействий, имити¬
рующих условия сборки, регулировки, транспортировки и длительного
хранения приборов точной механики, а именно: термоциклическое воз¬
действие (10 циклов) при —40 +80 °С с выдержкой в крайних тем¬
пературах цикла в течение 2 ч — режим I; нагрев до 70 °С, выдержка
10 сут — режим II; термическое воздействие (2 цикла) при — 40 °С
(выдержка 2 ч) ^ +50 °С (выдержка,3 ч) —режим III; выдержка при
60 °С в течение 100 сут — режим IV. Термические воздействия осущест¬
вляли на одних и тех же образцах последовательно друг за другом.
Изменение высоты образцов и диаметра цилиндров определяли после
каждого режима. Относительная погрешность изменения длины пальчи¬
ковых образцов составила 1,1 -10-6, диаметра цилиндров — 0,3-10^5.
Результаты измерений высоты пальчиковых образцов и диаметра цилин¬
дров показаны на рис. 4.13. Можно отметить, что после циклических
воздействий изменение высоты образцов и диаметра цилиндров происхо¬
дит в сторону их уменьшения, однако эти изменения после ВТЦО
меньше, чем у образцов после стабилизирующей ТО по ГОСТ 17535—77*.С использованием ВТЦО были разработаны еще две разновидности
стабилизирующих ТО. Согласно первому режиму (рис. 4.14, а), об-а)т0-Т5)тРис. 4.14. Схемы ТОразцы сначала подвергают ВТЦО
(скорость нагрева в циклах 0,8—— 1 °С/с; охлаждение в каждом
цикле на воздухе, а в последнем —
• в воде), затем — тепловому цикли¬
ческому воздействию в режиме
'—60ч*: + 180°С. После трех цик¬
лов указанного воздействия преду¬
смотрено старение при 120 °С с
выдержкой 5 ч. Вторая схема об¬
работки — высоко-низко-темпера¬
турная ТЦО (ВНТЦО) — отлича¬
ется от описанной тем, что в ней
стабилизирующее старение с вы¬
держкой при постоянной темпера¬
туре заменено циклическим ста¬
рением (рис. 4.14, б).158
Ла/ег„,%Рис. 4.15. Влияние способа обработки ТО
на релаксационную стойкость:/ — по схеме а (рис. 4.14); 2 — но схеме 6
(рис. 4.14)Рис. 4.1)6. Зависимость временного
сопротивления разрыву сплава
САС-1-50 от числа циклов после
ВТЦО (/) н ВНТЦО (2)е,,МПаЗбОг320280102030Как показано на рис. 4.15, PC образцов из сплава САС-1-50 при
начальных напряжениях 50 МПа после обработки по схеме б лучше,
чем после обработки по схеме а. Если сравнивать все рассматривае¬
мые режимы между собой, в том числе стандартную ТО и ВТЦО,
то можно заметить, что ВНТЦО предпочтительна, так как позволяет
достигать высоких значений PC после каждого цикла испытаний.Улучшение PC после ВНТЦО связано главным образом с напряже¬
ниями, возникающими при изменении температуры в сплаве, имеющем
в структуре фазы с различными коэффициентами термического рас¬
ширения как в высоко-, так и в низкотемпературной области. В работе
[188] отмечено, что по мере увеличения числа циклов при ВТЦО сплава
САС-1-50 остаточные напряжения сжатия возрастают и к пятому циклу
достигают своего максимального значения (300—310 МПа), оставаясь
в дальнейшем постоянными. Повышение остаточных напряжений связано
главным образом с упрочнением матрицы за счет увеличения плот¬
ности дислокаций и растворения кремния. Об этом свидетельствуют
результаты, полученные при ТЦО модельного сплава с содержанием20,5 % Si, которые обнаружили увеличение плотности дислокаций при¬
мерно в 2—2,5 раза.Полученная зависимость ав = {{п) (рис. 4.16) показывает, что увели¬
чение числа циклов при ВТЦО сплава САС-1-50 до определенного зна¬
чения (20—25) повышает предел прочности материала [19]. Дальнейшее
возрастание числа циклов не приводит к повышению прочности, а при
большем числе циклов (свыше 25) предел прочности даже несколько
снижается. Изучение влияния числа циклов при обработке, включающей
ВТЦО, тепловое циклическое воздействие и старение на прочность сплава
САС-1-50, показало, что характер кривой не меняется, отличие состоит
в более резком падении прочности после 20 циклов. Известно [103],
что нагревом алюминиево-кремниевых сплавов до температуры, близкой
к эвтектической, и быстрым охлаждением можно получить пересыщенный
твердый раствор кремния в алюминии, который при последующем старе¬
нии распадается с выделением дисперсных частиц кремниевой фазы. Од¬
нако упрочняющий эффект, связанный с указанной обработкой, крайне
мал и не имеет практического значения. В связи с этим сплав САС-1-50,
легированный не растворимым в алюминии никелем и малорастворимым
кремнием, упрочняется фактически за счет увеличения плотности дисло¬159
каций и измельчения кремниевой фазы при ВТЦО. Старение этого
сплава не приводит к ощутимому упрочнению, а наоборот, может
привести (при длительном нагреве) к коагуляции кремниевой фазы и
интерметаллидов. Кроме того, возможно, что при ВТЦО происходит
залечивание пор за счет микропластической деформации матрицы и
улучшается контакт между матрицей и упрочняющей фазой. При тепло¬
вом циклическом воздействии от —60 до 180 °С происходит обратное
явление — микроразрушение на границе раздела фаз. При последующем
старении эффект залечивания пор и контакт намного слабее. Об этом
косвенно свидетельствует изменение плотности материала после каждого
вида воздействия. Измерение плотности образцов последовательно после
всех видов обработки по схеме а (см. рис. 4.14) показало, что плот¬
ность увеличивается после ВТЦО на 0,25 %, затем после теплового
циклического воздействия она снижается до исходного значения, а после
изотермической выдержки при 180 °С снова увеличивается всего на
0,13 %. Поэтому при разработке режимов ВНТЦО, направленных на
повышение комплекса эксплуатационных свойств, включая и PC, необ¬
ходимо учитывать не только параметры ВТЦО, но и параметры по¬
следующих обработок, а именно: теплового циклического воздействия
и стабилизирующего циклического старения. Для исследования степени
влияния различных технологических факторов ТО на PC в работе был
проведен эксперимент по схеме ВНТЦО с использованием дробной реп¬
лики 25-2. Анализ полученного регрессионного уравнения показал, что
в довольно широком исследуемом диапазоне наибольшее влияние на вели¬
чину Да/do оказывает верхний предел температуры ВТЦО, а наимень¬
шее — число циклов. Методом «крутого восхождения» был найден опти¬
мальный режим ВНТЦО (схема б), при котором падение напряжения
Да/оо составило 19% после трех циклов воздействия, что в 1,5 раза
ниже падения напряжений после обработки по схеме а (см. рис. 4.14).Обработке по режиму ВНТЦО подвергали гранулированные заэвтек-
тические силумины АЛ26 (23,2 % Si, 0,4 %Mg, 1,5 % Си, остальное
А1) и AI —Si-390 (20,5 % Si, 0,1 %Mg, 4,5 % Си, остальное А1). Физико-
механические свойства сплавов приведены в табл. 4.11 и 4.12.В отличие от сплава САС-1-50 сплавы АЛ26 и AI—Si-390 упрочня¬
ются как за счет увеличения плотности дислокаций, так и за счет
старения. Сравнение данных табл. 4.11 показывает, что механические
свойства сплавов после ВНЦТО значительно выше, чем после стандарт¬
ной ТО. Однако коэффициент термического расширения остается почтиТаблица 4.11. Значения плотности и механических свойств сплавовМарка сплаваПлотность послеМеханические свойствапослепрессо¬ванияВНТЦОпрессованиястандартной
ТО *ВНТЦОг/см3ав, МПа |б, %а», МПа6. %а,, МПа | 6, %АЛ 262,682,6863505,53703,5410 2,5AI — Si-3902,7582,7633803,54102450 1САС-1-502,722,72352602,52802350 1,5* Для сплавов АЛ26 и Al--Si-390 принята Тб160
Таблица 4.12. Значения коэффициента термического расширения сплавоват-106, 1/°СМарка сплаваТОТ,“С20—10020—20020—30020—400Без ТО15,516,917,519АЛ 26Тб14,916,117,618,7ВНТЦО15,516,618,319,6Без ТО16,317,5■ 18,719,5AI—Si-390Тб1617,218,319,2ВНТЦО1617,119,220,1Без ТО14,51516,917,9САС-1-50Стандартная ТО1414,816,617,8ВНТЦО1414,816,817,9Примечания: 1. Погрешность измерения коэффициента ±0,3-10 “ 1/°С. 2. Марки¬
ровка сплава AI — Si-390 соответствует стандарту США.неизменным после всех видов ТО (табл. 4.12). Видимо, его значение
определяется все-таки химическим составом. Для этих сплавов он сни¬
жается с увеличением содержания кремния.Таким образом, способы ВТЦО и ВНТЦО позволяют улучшить ме¬
ханические свойства и повысить размерную стабильность гранулирован¬
ных и порошковых силуминов.Глава 5ДЕФОРМАЦИОННО-ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА (ДТЦО)В этой главе рассмотрены способы и режимы, в которых тем или иным
образом используется операция деформирования, в частности режимы
термомеханической обработки, включающие термоциклическое воздей¬
ствие вместо таких стандартных операций ТО, как закалка, искусствен¬
ное старение и др. Кроме того, представлены режимы, в которых в полу-
цикле охлаждения предусмотрена пластическая деформация. Эти
перечисленные способы объединены общим названием — механико-термо¬
циклическая обработка (МТЦО). Операции термоциклирования могут
быть положены в основу технологического упрочнения металлов в процес¬
сах обработки металлов давлением (ОМД) непосредственно на агрега¬
тах ОМД.Одним из активных способов воздействия на структурообразование
при ТО является пластическая деформация. Пластическая деформация,
реализуемая непосредственно перед фазовым превращением или во время
его прохождения, обеспечивает возможность зарождения и развития11 В. Федюкин и др.161
новой фазы не только по границам аустенитных зерен, но и на много¬
численных дефектах кристаллической структуры, образовавшихся в объ¬
еме этих зерен. Так, при ферритно-перлитном распаде деформирован¬
ного аустенита образуется более дисперсная структура. Эти процессы,
способствующие измельчению структурных составляющих, реализуются
в различных схемах высокотемпературной термомеханической обработки
(ВТМО). Например, в 1972 г. М. Л. Бернштейном с сотрудниками
была предложена схема, предусматривающая деформацию в межкрити¬
ческом интервале температур, закалку и последующий высокий отпуск.
Кроме того, известен SHT-процесс, разработанный японской фирмой
«Сумитомо», при котором после деформации в межкритическом интер¬
вале производится кратковременный нагрев в однофазную ■уобласть,
а затем — охлаждение. Наконец, контролируемая прокатка (К.П) пред¬
ставляет собой разновидность процесса ВТМО сталей и сплавов. К.П
характеризуется регламентированными в зависимости от химического
состава условиями нагрева металла, температурными и деформационными
параметрами процесса и заданными режимами охлаждения металла
на различных стадиях пластической обработки. В результате получается
структура, при которой увеличиваются прочность и ударная вязкость
металла за счет измельчения зерна. Это достигается проведением про¬
катки в температурной области «заторможенной» рекристаллизации
аустенита или двухфазной области при суммарной деформации 60—
70 %. Однако эффекта измельчения, характерного для ТЦО, не до¬
стигается, поскольку в принципе используется разовая, однократная
фазовая перекристаллизация.При ОМД в большинстве случаев меняется теплосодержание за¬
готовки. Известно, что деформация металла сопровождается выделением
тепла. Вместе с тем имеет место и резкий «провал» температуры в по¬
верхностном слое непосредственно в очаге деформации, например, при
прокатке, за счет теплоотвода от горячего раската к холодному дефор¬
мирующему инструменту. За время пауз между формообразующими
операциями происходит разогрев поверхностных слоев за счет внутрен¬
него тепла заготовки. Такое колебание температуры в заданном интер¬
вале представляет собой не что иное, как термоцикл. При многократной
горячей прокатке циклы охлаждения и нагрева различных слоев металла
повторяются. Это явление можно использовать как термоциклическую
операцию для сталей, заключающуюся в многократной перекристаллиза¬
ции или циклировании в области переменной растворимости, выпол¬
няемую непосредственно во время формообразующего воздействия. Такая
обработка получила название высокотемпературной деформационно-тер-
моциклической обработки (ВДТЦО).Холодная прокатка и волочение также протекают с изменением тем¬
пературы заготовки, а именно: после каждого прохода заготовка разо¬
гревается, а затем охлаждается на рольганге или барабане. Если
предварительно закаленную заготовку, например из дисперсионно-твер-
деющего сплава, подвергнуть многократному волочению, то может на¬
чаться процесс старения, вызванный циклически меняющейся (от протяж¬
ки к протяжке) температурой. Кроме того, можно использовать при¬
нудительный нагрев между проходами. Этот эффект был положен в основу
разработки низкотемпературной деформационно-термоциклической об¬
работки (НДТЦО) сплавов, предусматривающей циклический нагрев
заготовки во время деформации или между проходами в области тем¬
ператур искусственного старения.162
5.1. ИССЛЕДОВАНИЕ
ТЕМПЕРАТУРНОГО ПОЛЯ ЗАГОТОВОК
В ПРОЦЕССЕ ПРОКАТКИДля процессов горячей деформации металлов характерна неоднород¬
ность температурных полей, обусловленная особенностями теплопередачи
и трения на поверхности контакта металла с инструментом [105, 205].
Тепловой процесс при прокатке состоит из двух стадий: охлаждение
поверхностных и разогрев внутренних слоев раската непосредственно
в очаге деформации и выравнивание температуры по сечению за его
пределами. Суммарный тепловой эффект в очаге деформации Дфд скла¬
дывается из трех составляющих: тепла пластической деформации
<?деф, тепла трения поверхностей QTp и теплоотвода к деформирующему
инструменту Q„M, т. е. ДQa = QTp + — Q»m.Как указано в работе [33], тепло пластической деформации рас¬
пределяется относительно равномерно по сечению полосы, повышая ее
среднюю температуру на 5—30 °С и оказывая при этом незначительное
влияние на температуру поверхности. Однако авторы работы [149]
обнаружили наличие сильного деформационного разогрева промежуточ¬
ного слоя, свидетельствующее о неоднородности распределения интенсив¬
ности деформации по толщине, характеризующееся тем, что максимум
интенсивности деформации смещается в область промежуточного слоя.
Такая разница в оценке, очевидно, связана с тем, что в первом случае
вели прокатку сравнительно тонких полос толщиной до 2,5 мм и эффект
локального изменения температуры использованными средствами зафик¬
сировать не удалось. Тепло трения вызывает локальный эффект и по¬
этому очень сильно изменяет температуру поверхности, не оказывая
влияния на температуру центральных слоев.Параллельно деформационному разогреву имеет место противопо¬
ложно направленный тепловой процесс — поглощение тепла деформирую¬
щим инструментом. За время нахождения металла в очаге деформа¬
ции, как это показано в работе [149], резкому охлаждению подвер¬
гается приконтактный слой полосы толщиной не более 0,1 h, где h —
половина толщины образца. Теплоотдача в валках происходит чрез¬
вычайно интенсивно. Однако, хотя температура поверхности металла
может понижаться на 200— 500 °С, падение средней температуры полосы
в очаге деформации не превышает 20—30 °С [33]. На скоростных
станах горячей прокатки изменение средней температуры еще меньше.Как показывают опыты [89], прокатка заготовок из молибдена,
титана и стали на воздухе сопровождается значительно меньшим охлаж¬
дением поверхности, чем в вакууме, что, очевидно, вызвано тепло¬
изолирующими свойствами толстого слоя окалины. Характер изменения
температуры поверхности по длине очага деформации у этих материа¬
лов также различен. В отличие от молибдена и стали прокатка титана
характеризуется выпуклыми кривыми изменения контактной температуры
с подъемом в начале дуги захвата и незначительным снижением в
конце. Выявленная особенность обусловлена весьма низким значением
коэффициента теплопроводности титана, значение которого существенно
меньше, чем у молибдена, и значительно ниже, чем у стали. Во время
деформации в результате охлаждения поверхностного и разогрева внут¬
ренних слоев перепад температуры по сечению увеличивается, достигая
максимального значения к моменту выхода из очага деформации. Все это
свидетельствует о сложном характере процессов, происходящих наII*163
Рис. 5.1. Изменение температуры заготовки
в очаге деформации и после выхода из него.
Глубина расположения термопар, мм:/ — 0,6; 2 — 5,7; 3 — 11,5границе контакта металла с ин¬
струментом при горячей прокатке.
На теплопередачу в очаге дефор¬
мации оказывают влияние как
физико-механическое состояние
поверхности, так и параметры
режима прокатки.По завершении деформации наступает интенсивный отток тепла из
внутренних слоев к наружным. При этом изменение теплосодержания
заготовки во время паузы определяется излучением и конвекцией:A Qn ^ Qизл Qkohb*Исследование температурного поля в процессе прокатки проводили
на заготовках из стали 45 размером 204-35X60X160 мм на лабора¬
торном стане ДУО-2Ю [67]. Температуру регистрировали хромель-алю-
мелевыми термопарами, зачеканенными со стороны боковой поверх¬
ности в заготовку на различную глубину от поверхности. Временную
развертку значений температуры осуществляли с помощью многоканаль¬
ного шлейфового осциллографа Н117. На рис. 5.1 представлены записи
изменений температуры металла в очаге деформации и после выхода
из него в точках, отстоящих на различном расстоянии от поверхности
раската. Особый интерес представляет кривая изменения температуры
приповерхностного слоя заготовки. На расстоянии 0,6 мм от поверх¬
ности подстуживающее влияние валков очень велико, и температура
этих слоев металла при контакте с валками резко уменьшается (до
200 °С примерно за 0,05 с). Обращает на себя внимание подъем тем¬
пературы на входе и выходе из очага деформации и падение — сразу
же за очагом деформации. Это происходит по следующим причинам.
Интенсивный отток тепла с поверхности не безграничен и определяется
температурами соприкасающихся поверхностей. Исходная температура
валков соответствует температуре окружающей среды или близка к ней.
К концу очага деформации поверхность валков разогревается и тепло¬
отвод сильно замедляется. В какой-то момент (зависит от режима про¬
катки) наступает ситуация, когда тепло от деформации, суммируясь
с теплом, поступающим изнутри заготовки, подавляет теплоотвод к вал¬
кам и приповерхностные слои раската начинают разогреваться. За¬
фиксированный небольшой подъем температуры в начале очага
деформации, как и в конце очага деформации, связан с интенсивным
скольжением металла, причем последнее обстоятельство вносит свой
вклад в повышение температуры поверхностных слоев металла на выходе
из очага деформации.Падение температуры за очагом происходит, очевидно, вследствие
резко изменившихся условий теплопередачи, а именно: за очагом металл
перестает контактировать с разогретыми к этому времени валками, а
контактирует непосредственно с окружающей средой. При этом тепло¬
отвод с поверхности, лишенной окалины, за счет возросшего градиента
температуры увеличивается, что и зарегистрировано на кривой. В даль¬
нейшем за счет интенсивного теплового потока изнутри поверхность
быстро разогревается, достигая практически значений температуры цен-164
Рис. 5.2. Изменение градиента температуры
между поверхностью и центром заготовки(Гр = 850 °С):/ - 5 %; 2 — е = 10 %; 3 — е = 20 %Рис. 5.3. Изменение температуры поверх¬
ностного слоя заготовки в зависимости от
степени деформации, %:1 — 5; 2 - 10; 3 — 20; 4 — 25тральных слоев заготовки примерно за 3 с (перепад температуры состав¬
ляет всего 15—20 °С). Термопары, зачеканенные на расстояниях 5,7 и11,5 мм от поверхности, при определенных условиях прокатки (темпе¬
ратура заготовки 850 °С, начальная толщина 23 мм, линейная скорость
валков 0,3 м/с, обжатие за проход 20 %) зарегистрировали повышение
температуры на 15—25 °С. За очагом температура внутренних слоев по¬
степенно понижается. В то же время температура по сечению стремится
выравниться, достигая температуры всего на 15—20 °С ниже исходной.На рис. 5.2 изображены зависимости, характеризующие изменение
градиента температуры по сечению (между поверхностью и центром)
после выхода из очага деформации. Практически независимо от обжатия
время исчезновения градиента примерно одинаково и составляет 2,5—3 с от начала прокатки. На рис. 5.3 приведены кривые изменения тем¬
пературы поверхностного слоя заготовки (глубина зачеканки термопар
0,6 мм от поверхности проката) в зависимости от степени деформации
за проход. Условия прокатки те же, что и в предыдущем экспери¬
менте. Результаты указывают на существенную зависимость макси¬
мального перепада температуры между поверхностными и внутренними
слоями металла от обжатия. Так, при степени деформации 25 % этот
перепад составил 270 °С, при степени деформации 10% —всего около
100 °С, а при 5% —лишь 15 °С. Дальнейшее выравнивание темпера¬
туры заготовок происходило так же, как и в предыдущих экспери¬
ментах, приблизительно за 3 с.Изменение температуры в очаге деформации зависит от отношения
1ц/Нс?, характеризующего форму очага деформации. Ниже представлены
данные изменения температуры поверхностного слоя (глубина зачеканки
термопар 0,6 мм) в зависимости от 1Л/Нср-1»/Нср . . . 0,65 0,75 0,8 0,85АТ, °С. .45 98 113 127С увеличением параметров формы очага Л7" возрастает. Немало¬
важное значение имеет и температура прокатываемого металла. Так,
при прокатке заготовок толщиной 22 мм со степенью деформации 10 %
при температуре 795 и 825 °С температура поверхности в очаге дефор¬
мации снижается на 127 и 108 °С соответственно. Скорость прокатки
также оказывает существенное влияние на изменение температуры.165
Как показано в работе [33], при увеличении скорости прокатки от 0,14
до 0,42 м/с падение температуры в поверхностном слое изменяется от
305 до 330 °С.Таким образом, поверхностные слои заготовки на глубине примерно
до 1 мм подвержены резкому охлаждению в момент контакта с валками
со средней скоростью до 400 °С/с с последующим выравниванием
температуры со средней скоростью 50—100 °С/с почти до исходного зна¬
чения. В это же время за счет тепла пластической деформации централь¬
ные слои разогреваются. Перепад температуры между поверхностными
слоями и центральной частью заготовки зависит от температуры и ско¬
рости прокатки, параметров формы очага деформации, степени дефор¬
мации и толщины заготовки.Полученные результаты показывают, что при определенном соотноше¬
нии между температурами прямых и обратных а^уфазовых превраще¬
ний и режимами прокатки (температурой, обжатием в проходе и др.)
поверхностные слои заготовки на глубине до 0,1 ho (где ho— толщина)
будут испытывать термодеформационное циклическое воздействие с од¬
новременной фазовой перекристаллизацией в каждом проходе. При этом
во внутренних слоях заготовки возможно прохождение многократных
неполных фазовых превращений в случае прокатки в межкритической
области температур. Это становится возможным за счет подъема тем¬
пературы в очаге и охлаждения за его пределами.5.2. ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ДТЦОВвиду неравномерности деформации по сечению при прокатке слои
металла, расположенные на разном расстоянии от поверхности раската,
испытывают различную степень деформации. С другой стороны, при
многократной прокатке эти же слои одновременно находятся под воз¬
действием циклически изменяющейся температуры. При этом поверх¬
ностные слои, подверженные деформационным воздействиям и перепадам
температур, могут от прохода к проходу претерпевать циклические фазо¬
вые превращения в процессе деформации, причем такие динамические
фазовые превращения протекают практически без инкубационного пе¬
риода и способны завершаться в очаге деформации. Более глубинные
слои под воздействием меньших колебаний температуры могут претер¬
певать неполное, но также циклическое фазовое превращение, и,
наконец, центральные слои будут испытывать термодеформационное цик-
лирование в сравнительно нешироком интервале температур. Одновре¬
менно могут иметь место наклеп, возврат и рекристаллизация как в одно-,
так и двухфазных областях, а также идти процессы выделения и ра¬
створения избыточных фаз. Весь этот сложный комплекс явлений необхо¬
димо учитывать при назначении режимов ВДТЦО для получения не¬
обходимого структурного состояния материала.Формирование структуры стали по режиму ВДТЦО изучали с по¬
мощью торсионной установки фирмы «Сетарам» (Setarame), работающей
по принципу горячего кручения, имитируя при этом схему напряжен¬
ного состояния, возникающую при прокатке. Исследование проводили
на образцах из низкоуглеродистой малолегированной стали 22К (струк¬
тура Ф + П) следующего химического состава (массовая доля эле¬
ментов, %): 0,22 С, 0,97 Мп, 0,3 Si, 0,23Сг, 0,29 Ni, 0,06 V, 0,023 Ti,
0,032 Al, 0,016 S, 0,016 P. Для этого определяли температурные166
Рис. 5.4. Термокинетическая диаграмма распада
переохлажденного аустенита стали 22К. Цифры на
кривых — скорость охлажденияграницы фазовых превращений данной
стали на вертикальном дифференциаль¬
ном дилатометре LK.-02 фирмы «Адамель
Ломаржи» (Adamel Lomargi). Темпе¬
ратуры начала и конца превращения
при нагреве со скоростью 0,05 °С/с со¬
ставили 722 (Ас\) и 815 °С (Лг3), увели¬
чение скорости нагрева приводит к по¬
вышению температур начала и завер¬
шения а->-у-превращения. Критические
точки при охлаждении были опреде¬
лены на образцах, аустенитизированныхпри 900 °С в течение 15 мин. При этом скорость охлаждения менялась
от 0,5 до 20 °С/с. Термокинетическая диаграмма распада переохлаж¬
денного аустенита стали 22К представлена на рис. 5.4. Температуры
начала и конца у-*а-превращения при охлаждении со скоростью 0,5 °С/с
составили: Аг3 = 720 и ^4м=600 °С. При этой скорости охлаждения
аустенит полностью распадается в ферритно-перлитной области. На
основании полученных значений критических точек были выбраны диа¬
пазоны изменения температуры, обеспечивающие прохождение полных
и частичных фазовых превращений, а также отсутствие каких-либо
превращений в каждом цикле с учетом возможного изменения критиче¬
ских точек при (или вследствие) пластической деформации (рис. 5.5).Кручению подвергали специальные образцы с приваренными к не¬
подвижной их части (головке) хромель-алюмелевыми термопарами. Тем¬
пературу центра рабочей части образца контролировали по температуре
головки, предварительно оттарировав показания. Нагрев образцов осу¬
ществляли в индукторе, а охлаждение — в струе аргона. При этом ча¬
стота кручения составляла 76 об/мин. Исследования показали, что термо¬
деформационное воздействие с полной и частичной фазовой перекристал¬
лизацией в наибольшей степени измельчает структуру (рис. 5.6). Обра¬
ботка по схеме г, включавшая дробное кручение с теми же парамет-Рис. 5.5. Схемы термодеформационных режимов:/ — выдержка; 2 — деформация167
Рис. 5.6. Структура стали 22К, XI15 (обозначения в соответствии с рис. 5.5)
рами, что и в предыдущем опыте, но при постоянной температуре с ин¬
тервалом между деформированием 140 с, не приводит к существенному
измельчению структуры. Это подтверждает тот факт, что измельчение
происходит исключительно за счет совместного воздействия деформации
и циклического изменения температуры. Полученные данные позволяют
сделать вывод о возможности эффективного влияния на структуру и
свойства металла путем совмещения операций термоциклирования и де¬
формирования непосредственно в процессе прокатки.При определенных условиях прокатываемый металл может испытывать
циклические фазовые превращения, инициируемые и протекаемые в про¬
цессе периодической пластической деформации, т. е. подвергаться термо¬
деформационной обработке с циклической фазовой перекристаллизацией.
Положительное воздействие обеих совмещаемых операций на формиро¬
вание структуры и свойств металла позволяет предположить, что опти¬
мизацией этого процесса при прокатке главным-образом на завершающей
стадии можно существенно влиять на структуру и эксплуатационные
характеристики металла не только в поверхностном слое, но и по всей
толщине проката.Исходя из изложенного были определены следующие опытные режимы
ВДТЦО с деформированием (восемь циклов) на прокатном стане: 1) на¬
грев до 900 °С, обжатие за проход 10 %, принудительное подстуживание
в паузах между проходами до 510 °С; 2) 1-й режим с подстуживанием до
630 °С; 3) 1-й режим с подстуживанием до 730 °С; 4) 1-й режим без
принудительного подстуживания; 5) нагрев до 1100 °С, обжатие 10%,
подстуживание до 630 °С; 6) 5-й режим без принудительного под¬
стуживания; 7) нагрев до 750 °С, обжатие 10%, подстуживание до
630 °С (восемь циклов); 8) 7-й режим без принудительного подстужива¬
ния. Выбранные режимы ВДТЦО направлены на получение металла в
различном состоянии: с перекристаллизацией в поверхностных слоях,
за счет подстуживающего действия валков (4-й, 6-й и 8-й режимы);
путем дополнительного принудительного подстуживания и подогрева до
температуры прокатки перекристаллизацией всего сечения в паузах,
в том числе в область температур межкритического интервала (2-й,
5-й и 7-й режимы) в закритический интервал (ниже точки Ari) — 1-й
режим и в докритический интервал (выше точки Агз) —3-й режим.Режимы термопластической обработки были реализованы на лабора¬
торном прокатном стане ДУО-210 [191]. Температуру контролировали
с помощью хромель-алюмелевых термопар, зачеканенных в глубь заго¬
товки. Термометрирование проводили путем записи показаний термопар
на осциллографе. Скорость принудительного подстуживания соответство¬
вала скорости охлаждения теплоинерционной точки листа толщиной
300 мм при закалке в воде и составляла в среднем по интер¬
валу: 0,4 °С/с для 1-го—4-го, 7-го и 8-го режимов и 0,5 °С/с — для 5-го
и 6-го. Скорость подогрева до температуры прокатки после подстуживания
в паузах между проходами 0,4 °С/с для 1-го — 4-го, 7-го и 8-го режи¬
мов и 0,8 °С/с — для 5-го и 6-го. После прокатки из заготовок были вы¬
резаны шлифы для исследования структуры с плоскостью просмотра,
перпендикулярной к направлению прокатки, и поперечные образцы для
испытаний на ударную вязкость с боковыми поверхностями, являющимися
поверхностями прокатки, и надрезом, расположенным в плоскости, пер¬
пендикулярной к плоскости прокатки.В результате термометрирования получены данные о влиянии пред¬
варительной пластической деформации на положение температурной169
I 1 I I I I 1 I I I I/ Z 3 4 n 12 3 4 5л 1 Z J nРис. 5.7. Температурные интервалы a у- н у -»• a-превращений в зависимости от числа
циклов и ВДТЦО: а — 1-й режим; б — 2-й режим; в — 5-й режимобласти распада переохлажденного аустенита и о влиянии полноты фазо¬
вой перекристаллизации при охлаждении на положение температурных
границ а -*■ у-превращения при последующем нагреве до заданной тем¬
пературы прокатки. Представленные на рис. 5.7 зависимости положения
критических точек Ась Асз и Аг3, А,\ отражают влияние числа цик¬
лов термопластической обработки нагрев — прокатка — охлаждение с
обжатиями, равными 10 %, в каждом цикле. Там же нанесены линии
положения критических точек Ас{ и Асз, полученные в квазиизотерми-
ческих условиях (скорость нагрева 0,5°С/с), и критических точек
Агз и A,t, полученных при скоростях охлаждения, близких к применяв¬
шимся в эксперименте (0,6°С/с), но без предварительной пластической
деформации. Из рис. 5.7, а видно, что при реализации 1-го режима
с полной фазовой перекристаллизацией всего сечения при подстужийании
в паузах между проходами температурный интервал a v-превращения
незначительно изменяется с увеличением числа циклов, а именно: после
пятого цикла температура точки Асз понизилась примерно на 30 °С. Тем¬
пературный интервал v -*■ a-превращения также смещен примерно на15 °С в сторону меньших температур относительно полученного в слу¬
чае отсутствия пластической деформации. Проведение неполной фа¬
зовой перекристаллизации между проходами при реализации 2-го режима
(рис. 5.7, б) также незначительно изменяет положение критических то¬
чек при нагреве, а температурный интервал у a-превращения неза¬
висимо от числа циклов обработки повышается в среднем на 20 — 30°.
Такое снижение устойчивости переохлажденного аустенита объясня¬
ется повышением его энергии за счет накопления дефектов структуры
под действием деформации в условиях динамического фазового у-*■ а-
превращения и находится в соответствии с результатами, полученными
в работе [69]. Повышение температуры нагрева под прокатку до 1100 °С
(5-й режим) при прочих равных условиях устраняет эффект смещения
критических точек Л13, Act и А,з (рис. 5.7, в). Интервалы а.у- и
у a-превращений практически незначительно отличаются от получен¬
ных в условиях отсутствия предварительной пластической деформации.
В отличие от 2-го режима повышение устойчивости переохлажденного
аустенита при температуре деформирования 1100 °С, по-видимому, сле¬
дует отнести за счет частичного прохождения рекристаллизации де¬
формированного аустенита, уменьшения количества дефектов структуры и
понижения свободной энергии 7-Фазы- Обнаруженные закономерности
необходимо учитывать при разработке технологических режимов термо-170
пластической обработки с цик-
лированием температуры в меж-
проходных паузах.Итак, структура образцов,
прокатанных по 2-му режиму
(рис. 5.8, а), представляет со¬
бой равномерную ферритно-
перлитную структуру с сильно
измельченным зерном (около5 мкм). Крупная ферритно-
перлитная структура металла
после обработки по 5-му режиму
(рис. 5.8, б) образовалась из-за
того, что в процессе обработки,
видимо, успевает пройти рекрис¬
таллизация и при последующем
у-*-«-превращении из крупных
рекриеталлиэованных зерен аус¬
тенита формируется соответ¬
ствующая крупнозернистая фер-
ритно-перлитная структура.
Снижение температуры нагрева
под прокатку до 750 °С (7-й ре¬
жим) привело к тому, что про¬
катка велась в двухфазной
а + уобласти, причем, очевид¬
но, из-за низкой температуры
количество образовавшейся
уфазы было минимальным.
Вследствие этого, с одной сто¬
роны, подстуживание в паузах
между проходами не могло при¬
вести к заметному ■^-►а-пре-
вращению и измельчить зерно
(ферритные зерна и перлитные
колонии по размерам соответ¬
ствуют исходной структуре)
(рис. 5.8, в). С другой стороны,
незначительная доля структуры
все-таки испытала циклические
•^-►a-превращения, что спо¬
собствовало развитию субструк¬
туры ферритных зерен.Более детальное изучение
структуры в электронном микро¬
скопе (2-й режим) выявило ее
как крупно-, так и мелкомасш¬
табный характер, т. е. субструк¬
туру, характеризующуюся на¬
личием малоугловых границ.
Структура фрагментов мелко¬
зернистого феррита (рис. 5.9, а)
и их ориентация соответствуютРис. 5.8. Структура стали 22К, XI60171
Рис. 5.9. Электронные микрофотографии: а—в — феррит, X 1280, X 10 600 и X 15 400
соответственно; г — тонкие пластины (предвыделений) перлита, Х44 600третьей стадии деформации, присущей наклепу. Средняя плотность
дислокаций 5-1013 м~~.Структура (рис. 5.9, б) отличается высокой плотностью ротационных
элементов (обозначена стрелками), в том числе ротационных элементов,
приближающихся к сферическим с внутренней структурой, встречаются
структуры типа полос переориентации (ротационные полосы), а также
большое число незавершенных поворотов, так называемых дисклинаций172
Рис, 5.11. Структура стали 22К, XI60; а — 1-й режим; 6— 3-й режим{рис. 5.9, в). Кроме того, имеются области предвыделений (рис. 5.9,г).
Ультрадисперсные карбидные включения округлой формы сосредоточены
главным образом на дислокациях.Фотографии структур заготовок, прокатанных по режимам ВДТЦО
без принудительного подстуживания, представлены на рис. 5.10. Струк¬
тура заготовок, прокатанных по 8-му режиму (температура прокатки
750 °С), мало отличается по толщине раската. Очевидно, часть струк¬
туры, которая испытывала фазовую перекристаллизацию, оказалась не¬
значительной. В результате охлаждения поверхностного слоя образцов,
прокатанных при 900 °С, этот слой испытал частичную фазовую пере¬
кристаллизацию, что привело к измельчению структурных составляющих.
Образцы, обработанные по 6-му режиму, наиболее длительное время нахо¬
дились при повышенных температурах (выше 1000 °С), что способство¬
вало росту зерна аустенита, в результате чего наблюдается огрубление
структуры по сравнению е.предыдущим режимом. Перепад температуры,
вызванный подстуживающим действием валков, был недостаточен
для прохождения фазового у -*■ a-превращения, и поэтому структура по¬
верхностных слоев не отличается от крупнозернистой структуры централь¬
ных участков заготовки.Сравнение структур заготовок, обработанных по 2-му (см. рис. 5.8, а),
1-му и 3-му режимам (рис. 5.11), позволяет селать вывод о том, что
наиболее предпочтительным режимом является режим со снижением
температуры в паузе между проходами не ниже 630 °С, что соответ¬
ствует результатам, полученным при моделировании данного процесса
на установке «Сетарам».Удельную работу разрушения стали 22К определяли на образцах
для ударных испытаний с переменной шириной и радиусом концентра¬
тора напряжений 0,25 мм на маятниковом копре с запасом энергии174
Рнс. 5.12. Изменение ударной вязкости KCV в зависимости от снятого с поверхности
слоя п: а — с принудительным подстуживанием; б — без подстуживания295 Дж при температуре — 20 °С. Были изготовлены образцы высотой
10 мм, длиной 55 мм и переменной шириной путем снятия с каждой
из боковых сторон заготовок, являющихся поверхностями прокатки,
по 0,7; 1,25 и 2,5 мм. У части образцов боковые стороны остава¬
лись нетронутыми. Образцы были изготовлены таким образом для того,
чтобы исследовать влияние подстуживающего действия валков, которое
фактически накладывалось в каждом режиме термопластической обра¬
ботки на структуру и свойства металла. По данным работы [154],
для групп образцов из однородного материала удельная работа раз¬
рушения не зависит от ширины образцов. Любые отклонения означают
неоднородность материала образцов. Поскольку в данном случае неодно¬
родность между группами образцов, изготовленных из одной заготовки,
связана с большим или меньшим (в результате снятия металла) влиянием
слоев, расположенных вблизи поверхности прокатки, то изменения в зна¬
чениях как раз и будут характеризовать влияние поверхностных слоев.На рис. 5.12 представлены значения ударной вязкости в зависи¬
мости от толщины снятого с боковых поверхностей слоя металла за¬
готовок, прокатанных по 2-, 5-, 7-му режимам. Видно, что поверх¬
ностный слой глубиной до 1 мм существенно увеличивает работу разру¬
шения в случае 5-го и 7-го режимов. Металл центральных частей
заготовки, прокатанных по 2-му режиму, обладает даже большей ударной
вязкостью, чем в случае присутствия подповерхностных слоев. Общий уро¬
вень ударной вязкости наибольший для образцов, прокатанных при 900 °С
(2-й режим), и наименьший — для образцов, прокатанных при 1100 °С
(5-й режим). По уровню ударной вязкости 7-й режим занимает промежу¬
точное положение. ВДТЦО, проведенная по 4-, 6- и 8-му режимам
принудительного подстуживания, изменила соотношение и средний уро¬
вень ударной вязкости. Влияние подповерхностных слоев резко увеличи¬
вает ударную вязкость после прокатки при 900 °С (4-й режим), а уро¬
вень ударной вязкости более глубинных слоев металла несколько снизился
(сказалось влияние крупнозернистой структуры внутренних слоев метал¬
ла). Характер зависимостей ударной вязкости заготовок, обработанных
по 6-му и 8-му режимам, изменился незначительно, но общий уровень
ударной вязкости снизился, особенно у заготовок, прокатанных при
1100 °С. Следует отметить, что на формирование структуры и свойств
подповерхностных слоев заготовок, обработанных по 1-, 3-, 5- и 7-му ре¬
жимам, помимо циклов за счет подстуживающего действия валков до¬
полнительно оказывают влияние принудительные термоциклы.175
Рис. 5.13. Вид поверхности изломов: а — 2-й режим; 6— 7-й режимОбъяснение полученным результатам может быть найдено при ис¬
следовании изломов ударных образцов. Фрактографический анализ из¬
ломов показал, что в стали 22К после всех режимов прокатки на¬
блюдаются многочисленные расслои, но особенно грубый (макроско¬
пический) характер они имеют после прокатки при 750 °С. В случае
прокатки при 900 °С (4-й режим) стенки расслоев носят следы вяз¬
кого разрушения с остатками пленочных сульфидов на них (рис. 5.13, а),
а после прокатки при 750 °С — разрушение по стенкам расслоев хрупкое,
также со следами сульфидных пленок (рис. 5.13,6).Исследование структуры стали на расстоянии примерно 0,1/г после
режимов ВДТЦО (без подстуживания) показало, что характер изломов
резко меняется в зависимости от температуры деформации (рис. 5.14).
Изломы образцов, прокатанных при 1100 °С, носят хрупкий транскристал-
литный характер, а при 900 и 750 °С,— вязкий.Фрактографический анализ поясняет различия в уровнях ударной
вязкости между образцами, обработанными по различным режимам.
Не говоря о преимущественном характере разрушения (вязком, хруп¬
ком), на образование расслоев затрачивается дополнительная энергия
копра, причем в случае вязкого расслоения эта энергия тратится не
только на создание новых поверхностей раздела, но и на предшествую¬
щую пластическую деформацию. Аналогичные расслои — расщепления —
описаны в работах [44, 129], причем количество, глубина и протяжен¬
ность этих расщеплений возрастают с понижением температуры оконча¬
ния прокатки, что подтверждается полученными результатами. Происхож-176
Рис. 5.14. Характер разрушения у поверхности заготовок, Х210: а — 6-й режим; б —4-й режим; в — 8-й режимдение этих расслоев связывают с возникновением предпочтительной
ориентации в процессе низкотемпературной прокатки плоскостей типа
(100), которые в металлах с ОЦК-решеткой являются плоскостями ско¬
ла [129]. С другой стороны, возможно влияние неметаллических вклю¬
чений, поскольку в расслоях обнаружены не только пленочные и строчеч¬
ные сульфиды, но и строчки оксидов, которые наблюдались при
катодолюминисценции. Сравнение характера разрушения в центральной
части образцов и в зонах, прилегающих к поверхностям прокатки
(исключая утяжки), не обнаруживает различий, поэтому влияние под¬
поверхностных слоев металла на ударную вязкость проявляется, по-
видимому, через увеличение работы зарождения трещины, не изменяя
работу ее распространения.Таким образом, установлено, что подстуживание раската стали
22К в межпроходных паузах до температур интервала у -*■ а-превращения
с последующим печным нагревом до температуры прокатки приводит
к формированию сверхмелкозернистой ферритно-перлитной структуры
лишь в случае проведения прокатки при 900 °С. Металл, прошедший
такую термопластическую обработку, обладает хорошей ударной вяз¬
костью (0,7—0,8 МДж/м2 при —20 °С) и волокнистым изломом, что во
многих случаях позволяет использовать его без улучшающей ТО.Подобные исследования проведены на образцах, изготовленных из
стали 45 [190]. При этом заготовку деформировали при 800 °С за
четыре прохода со степенью деформации 20 % в каждом проходе и
скоростью прокатки 0,3 м/с. Для сравнения прокатывали образцы по той
же технологии, но при 700 °С, которая заведомо была ниже точки Aci, и
циклирование температуры в поверхностном слое происходило без алло¬
тропического превращения. В пределах между проходами температуру
образцов поддерживали на заданном уровне с помощью погружения
их на время паузы в печь. Часть образцов, прокатанных по режиму
ВДТЦО, после последнего прохода закаливали в воде. На рис. 5.15
показана структура стали 45 после ВДТЦО (охлаждение по завершении
обработки — на воздухе), представляющая собой ферритно-перлитную
смесь. Структура поверхностных и подповерхностных слоев более из¬
мельчена по сравнению с центральными. Размеры ферритных зерен12 В. Федюкин и др.177
Рис. 5.15. Структура стали 45, X 130: а — у поверхности; б — на расстоянии 1,5 мм отповерхности; в — в центреи перлитных колоний на расстояниях до 1,5 мм от поверхности при¬
мерно вдвое меньше, чем в центральной части образцов. Различий
в характере структуры между поверхностными и центральными участ¬
ками заготовок, прокатанных при 700 °С, не обнаружено. Таким образом,
области измельчения структуры соответствуют областям, в которых
колебание температуры в процессе деформирования (прокатки) вызы¬
вает циклические а^7"превращения, что позволяет связывать измельче¬
ние структуры у поверхности образцов с их обработкой (прокаткой)
по режиму ВДТЦО.На аналогичных заготовках, подвергнутых закалке после последнего
прохода, измеряли твердость по высоте образцов (рис. 5.16). Видно, что
на участке глубиной примерно 0,1 ho от поверхности (ho — толщина
образца) твердость на 10 % выше, чем в остальных точках сечения.
Принимая во внимание прокаливаемость стали 45 и размеры образца
(толщина 10 мм), наличие подповерхностной упрочненной зоны также
следует отнести за счет процессов, протекающих при ВДТЦО.Результаты исследований позволяют использовать важный резерв
дополнительного повышения прочностных и пластических свойств металла
путем проведения ВДТЦО непосредственно в процессе горячей прокатки.Как показали опыты при многостадийной горячей прокатке, поверх¬
ностные и приповерхностные слои за счет отвода тепла к холодному
деформирующему инструменту и последующего разогрева в паузах в
результате притока тепла от внутренних горячих слоев металла испыты¬
вают глубокие (до 150—200°С) циклические колебания температуры,
ведущие к фазовой перекристаллизации в диффузионной области, что
сильно измельчает структуру. В то же время более глубинные слои за¬
готовки также испытывают цик¬
лические температурные колеба¬
ния за счет разогрева металла в
очаге деформации и охлаждения
при выходе из него (в паузах
между проходами). В связи с
этим появляется возможностьРис. 5.16. Распределение твердости по
высоте заготовки178
путем действия циклических (от прохода к проходу) колебаний тем¬
пературы подвергнуть фазовой перекристаллизации внутренние (цент¬
ральные) слои заготовки и тем самым эффективно воздействовать
на структурообразование при горячей прокатке не только в приповерх¬
ностных слоях, но и по всему сечению заготовки.При деформации в межкритическом интервале температур возможно
одновременное сосуществование низко- и высокотемпературных фаз, при¬
чем в каждой из них могут быть области, обладающие различными
уровнями свободной энергии. При этом в зависимости от подвода или
отвода энергии в локальных областях системы фазовое превращение
может идти как в сторону образования низко-, так высокотемпературной
модификации. Управлением температурными колебаниями, возникаю¬
щими за счет выделяемого при пластической деформации тепла, отвода
тепла к инструменту и в окружающую среду, можно создавать
необходимые условия для прохождения многократных неполных фазовых
перекристаллизаций при прокатке в межкритическом интервале тем¬
ператур. Рассмотрим более подробно особенности таких фазовых пре¬
вращений при многократной горячей прокатке.Если подвергнуть деформации аустенит в межкритическом интер¬
вале (вблизи точки Arz), то увеличится число структурных несо¬
вершенств, в частности дислокаций, что, как показали расчеты, повысит
термодинамический потенциал уфазы, а следовательно, и температуру
начала превращения у -*■ а-деформированного аустенита до величины
Агцлт) = Аг3-\- AT], где Аг3(ЯЯН) — температура начала у->-«-превращения
деформированного аустенита (под a-фазой здесь понимают ферритно-
цементитную смесь). Сразу же в объемах металла с температурой
ниже Ллз(ЯИН) начнется у-*- a-превращение, степень развития которого
.будет зависеть как от параметров процесса деформирования, так и от
локального изменения температуры. После первого термопластического
воздействия имеет место пауза, во время которой температуру раската
необходимо сознательно снизить. За время этой паузы нераспавшийся
аустенит лишь частично освобождается от искажений кристаллической
решетки за счет процессов полигонизации, в то время как фазовая
V а-перекристаллизация существенно уменьшит дефектность структу¬
ры образующейся a-фазы (ферритно-цементитной смеси), что приведет
к некоторому снижению температуры начала у a-превращения по
сравнению с достигнутым значением в момент деформации.Деформация феррита в следующем цикле повышает его термодина¬
мический потенциал и соответственно снижает температуру начала а у
превращения до значения Лс|(ДИ„) = Лс| + АГг. Повышение температуры во
внутренних cjjohx заготовки за счет тепловыделения при пластической
деформации позволяет части деформированной a-фазы вновь превра¬
титься в уфазу. В принципе а упревращению может подвергнуться
вся образовавшаяся в предыдущем цикле a-фаза. При этом существенно
то, что новые порции a-фазы будут образовываться на других участ¬
ках формирующейся структуры. Следовательно, повторение описанных
циклов позволяет вовлекать в процесс фазовых превращений все новые
и новые объемы металла в условиях постоянного снижения температуры
заготовки. Это должно вести к диспергированию фаз, возрастанию
протяженности межфазных, межзеренных и субзеренных границ, что
облегчает и ускоряет последующее течение фазовых превращений.С каждой новой стадией термодеформационного циклирования увели¬
чивается число различных метастабильных состояний фаз, поэтому макро¬12*179
скопические значения критических температур Atз(ДИ„) и Лс1(ДИН) должны
как бы расщепляться или размываться в температурные интервалы.
Характерные размеры областей с различной концентрацией углерода за
счет развития процессов зернограничной и «дислокационной» диффузии
уменьшаются, что должно вести к распространению структуры псевдо-
эвтектоида на весь объем металла.С понижением температуры заготовки до значения Лс1(ДИН) исчезает
термодинамический стимул а -*■ ^-превращения, и последующее деформи¬
рование может вызвать лишь появление новых порций a-фазы при рас¬
паде оставшегося аустенита. Снятие искажений кристаллической решетки
a-фазы становится возможным только за счет процессов полигониза-
ции и рекристаллизации, полнота прохождения которых зависит от
времени. Поэтому резкое охлаждение из этого состояния нежелательно:
охлаждение заготовки до температуры Аг\ следует вести со скоростью,
обеспечивающей распад оставшегося аустенита в диффузионной области.Таким образом, включив в работу практически весь арсенал пара¬
метров термопластического воздействия, учитывающий как внутреннюю
природу материала, так и особенности внешних возмущающих воздей¬
ствий, ведущих к циклированию температуры во всем объеме заготовки,
создав при этом необходимые термодинамические и кинетические условия
для прохождения многократных циклов полной или частичной фазовой
перекристаллизации, можно формировать сверхмелкозернистую струк¬
туру, однородную по сечению заготовки при ее горячей прокатке.На лабораторных станах ДУО-2Ю и TJ1C-5000 ПО «Ижорский
завод» были реализованы некоторые режимы многостадийной горячей
прокатки сталей перлитного класса с обеспечением многократной фа¬
зовой перекристаллизации структурных составляющих. При этом были
получены листовые заготовки с однородной мелкозернистой структурой
псевдоэвтектоида со средним размером зерна 5—7 мкм, с повышенными
прочностными и вязкими свойствами и высокой их термической стабиль¬
ностью при 350 °С. Следует отметить, что у листов из стали 22К и
09Г2С по сравнению с обычной прокаткой структура измельчается
примерно в 2 раза, уменьшается разнозернистость по сечению приблизи¬
тельно в 1,5 раза, пределы прочности и текучести повышаются в среднем
на 25 и 30% соответственно, а ударная вязкость — в 1,5—2 раза.5.3. МЕХАНИКО-ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКАПод механико-термоциклической обработкой (МТЦО) подразумевают
обработку, состоящую из операций деформирования и термоциклирова¬
ния, причем необходимым условием является то, что деформирование
должно вносить значительные изменения в структуру последующих
фазовых или структурных превращений. Результаты исследования
влияния низкотемпературной МТЦО на физико-механические свойства
алюминиевого сплава АВЕ, используемого для изготовления проводов
линий электропередач, приведены ниже.Промышленная технология получения проводов включает предвари¬
тельную закалку катанки, ее многократное волочение и искусственное
старение, что, по существу, является одной из разновидностей низко¬
температурной термомеханической обработки (НТМО) с деформирова¬
нием в свежезакаленном состоянии.В данном случае МТЦО отличается от НТМО тем, что вместо искус-180
Рис. 5.17. Влияние числа циклов п
на свойства проволоки:I, V — сгв; 2, Г -Ь ; 3,3' — рственного старения использу-
ется НТЦО, С этой целью
катанку диаметром 9 мм под¬
вергали нагреву до 530 °С,
выдерживали в течение 1,5 ч,
после чего закаливали в во¬
де, Затем осуществляли во¬
лочение за 10 проходов по
маршруту: 9—7,5—6,7—5,95—4,6—3,9—2,83—2,41—2,05—1,78 мм. Полученную проволоку под¬
вергали НТЦО путем нагрева в предварительно разогретом до задан¬
ной температуры масле и охлаждения в воде.Влияние МТЦО на свойства проволоки показано на рис. 5.17. Цифры
без штриха — циклирование в области 20ч*160°С, со штрихом —
20 ч*200 °С. Как видно, характер изменения свойств в обоих рассматри¬
ваемых случаях одинаковый, а уровень — разный. Термоциклирование,
.предусматривающее нагрев до 200 °С, ведет к более низким значениям р
и о, и более высоким значениям б. Это свидетельствует о разном струк¬
турном состоянии в том и другом случае. Однако перестаривание,
которое наблюдается в области высоких температур (>180°С) при
длительных выдержках, при термоциклировании по режиму 20^200 °С
с выдержками, равными 30 с, нет. Об этом говорит тот факт, что при
увеличении числа циклов прочность не снижается. При этом значительно
уменьшается удельное электросопротивление и повышается относитель¬
ное удлинение. В табл. 5.1 представлены сравнительные данные влияния
НТМО и МТЦО на свойства проволоки из сплава АВЕ.Достаточно высокий уровень свойств при МТЦО может быть достиг¬
нут за счет длительной выдержки в циклах (более 300 с) при сравнительно
невысокой температуре циклирования (160°С) либо циклирова'нием
в области высоких температур (до 200°С), нос умеренными выдержками
(до 90—180 с). При этом, незначительно проигрывая все-таки в электро¬
проводности, в сравнении с НТМО выигрываем в прочности. В цел1>м
соотношение прочности и электропроводности при МТЦО достаточно
высокое, а принимая во внимание резкое сокращенйе времени на ТО
(более чем на 10 ч), можно считать данный вид обработки перспективном.При таком виде МТЦО распад твердого раствора идет под влиянием
действия деформации, в основном наследственного. За счет этого меняется
кинетика распада «-твердого раствора. Особенность наследственного
влияния холодной деформации заключается в том, что деформация
закаленных сплавов не изменяет механизма последующего старения,
а изменяет лишь скорость отдельных его стадий: интенсифицирует
образование и рост метастабильных и стабильных фаз (увеличивает
число центров кристаллизации) и неоднозначно сказывается на стадии
зонного распада 1173].Прямое влияние деформации состоит в -том, что во время деформации
и сразу же по ее завершении успевают произойти незначительные
диффузионные процессы, направленные на сегрегацию атомов легирую-
Таблица 5.1. Свойства проволокиСхема обработкиПараметры
режима старения11rwv^Arwwv Тст — 20 °С, хст> 7 сутТ„= 140 °С, Тст= 12 чппппппппп/0"Нllооортст= 12 чII00оортст= 12 чГот = 200 °С,тст = 12 ч20 ч* 160 °С,^выд = 30 с20 ч* 160 °С,твыд == 90 с20 ч* 160 °С,Твыд = 180 с20ч*; 160 °С, 1'вид = 300 с20ч*160°С, 1ВЫД = 600 С20 ч* 200 °С,Твыд ' — 30 С20 ч* 200 °С,Твыд — 90 с20 чь 200 °С, твыд= 180 сПримечание. На схемах обозначено: 1 — закалка; 2 — холодное деформирование;
ственное старение; 5 — низкотемпературное термоциклнрованне.щих элементов к местам выделения, в которых формируются группировки
типа зон Гинье—Престона, имеющие ту же природу, что и зоны, образую¬
щиеся при старении недеформированного сплава при комнатной
температуре, однако диаметр их в деформированном металле значительно
меньше (примерно 1,5 нм) [173]. Кроме того, под влиянием деформации
распад вместо прерывистого (выделения образуются преимущественно
по границам зерен), который происходит при старении недеформирован-
ных сплавов, становится непрерывным и распространяется на весь
объем зерен. Выделение идет не только по границам блоков и на полосах
скольжения, но и на участках, заключенных между ними. В целом холод¬
ная деформация оказывает на кинетику распада и свойства состаренных
сплавов сложное влияние, слагающееся из влияния различных, часто
конкурирующих между собой факторов. Еще более сложные процессы
происходят при циклическом характере изменения температуры после182
после НТМО и МТЦОа„ МПав. %р, Ом • мм’/м35830,353227,30,322744,50,03052653,70,03032336,20,029334030,03323434,20,03283455,00,03243455,20,03223506,20,03192955,70,03282906,10,0313281 6,5 0,0305:■ | 3— естественное старение; 4 — искус-холодного деформирования. Можно
полагать, что процесс распада твер¬
дого раствора сопровождается обра¬
зованием выделений еще в более
мелкодисперсном виде, чем при
НТЦО.Наряду с низкотемпературной
МТЦО разработана высокотемпера¬
турная МТЦО (а. с. 770257) [189],
режимы которой включают цикличе¬
ские нагревы до температуры 0,9—
0,95 Тпл и деформирование в полу-
циклах охлаждения. В последнем
цикле охлаждение от максимальной
температуры производится в воде.
Затем следует операция искусствен¬
ного старения. О перспективности
данной обработки можно судить по
результатам сравнительных испыта¬
ний механических свойств некоторых
сплавов, приведенных в табл. 5.2.В качестве примера реализации
одного из предложенных способов
на практике может быть рассмотрен
способ изготовления простейшей де¬
тали типа «колпачок» (рис. 5.18).
При разработке технологии МТЦО
данной детали исходили из следую¬
щих требований: процесс должен
быть непрерывным и высокопроизво¬
дительным; использование одного
пресса со сменными пуансонами
штампа; невозможность обработки
на прессе нескольких заготовок одно¬
временно.Реализацию предложенной техно¬
логии можно осуществлять по схеме,
показанной на рис. 5.19. ЗаготовкаТаблица 5.2. Свойства сплавов после МТЦО и ВТМОМаркаТООвЯ(1.2KCVНВ, МПасплаваМПаАК4-1МТЦОВТМО445 ±7,6
422 ±7,8392 ±7,5
348 ±7,612,2 ±0,8
8,9±0,719,0-1- 0,9
12,0 ± 0,7—В 95МТЦОВТМО575 ±6,9
330 ±4,2515±6,7
275 ±3,84,3±0,43,3±0,25,0±0,4
8,0 ±0,8—МТЦО 390 ±7,5 267 ±4 28,3 ±1 1200 ±23ВТМО 385 ±7 270±4,8 20,7 ± 1,2 1056±27183
со склада / подается в проходную нагревательную печь 2, снабженную
конвейером, и нагревается до заданной температуры Ттах. Из печи
заготовка направляется к прессу 6 с помощью пластинчатого транс¬
портера 4, оборудованного приемным столиком 5, на первую формо¬
образующую операцию. На транспортере заготовка подстуживается до
температуры деформирования Гдеф. Подачу заготовки непосредственно
с приемного стола к прессу осуществляет манипулятор или робот. Затем
деталь поступает в следующую печь, в которой разогревается до Ттах,
и, выходя из нее, попадает на транспортер, где охлаждается на воздухе
до минимальной температуры в цикле 7",™,,. Передача заготовки с транс¬
портера на транспортер, при изменении направления движения, осу¬
ществляется перекатыванием на приемный транспортер, который распо¬
ложен ниже предыдущего. В дальнейшем заготовка проходит указан¬
ный путь еще 3 раза. Пластинчатые транспортеры и конвейеры нагре¬
вательных печей должны быть снабжены индивидуальными приводами 3,
позволяющими задавать необходимую скорость движения заготовок.
В последнем цикле охлаждение осуществляется в воде путем погружения
заготовки в закалочный бак 7. Разогрев заготовки до заданной темпера¬
туры определяется временем ее пребывания в рабочем пространстве печи,
на основании чего выбирается соответствующая скорость движения
конвейера. Охлаждение ведется на воздухе в период нахождения заго¬
товки на транспортере. Время, необходимое для охлаждения, реализу¬
ется варьированием скорости транспортера.Штамповка в нечетных полуциклах охлаждения осуществляется
на винтовом фрикционном прессе, в котором используется один штамп
с тремя пуансонами, два из которых (второго и третьего переходов)
закреплены на салазках, а один — накладной. Технология предусматри¬
вает охлаждение заготовок в штампе до минимальной температуры
в циклах. До и после формообразующих операций заготовки имеют
различную площадь наружной поверхности, а кроме того, обладают
разнотолщинностью. Для выбора метода расчета нагрева заготовки опре¬
деляли критерий Био Bi, который оказался равным 0,15. Так как расчет¬
ное значение Bi меньше его критического значения, равного 0,25, то это184
б 7Рис. 5.19. Примерный уча¬
сток обработки по схеме
МТЦОпозволило в дальнейшем вести расчет по формулам, предназначенным
для тонких тел. Расчет осуществляли для поковок из алюминиевого
деформируемого сплава В95, обрабатываемых по схеме ТЦО: 370 ч*
ч* 530 °С (шесть циклов), деформирование в первом, третьем и пятом
циклах (температура начала деформации 470°С). При длине рабочего
пространства печи примерно 8 м температура первых трех печей 600 °С, а
остальных — 550 °С. Такой выбор температуры печей обусловлен нали¬
чием у заготовки после второго и третьего переходов сравнительно тонкой
стенки, нагрев которой происходит значительно быстрее, чем днища. При185
Рис. 5.20, График занятости во времени нагревательных печейнагреве и охлаждении лимитирующим по времени считалось именно это
сечение. При расчете охлаждения заготовки в матрице штампа приняты
следующие допущения: в момент деформации образуется идеальный
контакт заготовки и штампа; тепловой поток распространяется только
в радиальном направлении; заготовка рассматривается как две незави¬
симые детали: полый и сплошной
цилиндры; не учитывается тепло,
выделяющееся при деформации.
Результатом расчетов явилась гра¬
фическая интерпретация занятости
во времени нагревательных печей
(рис. 5.20). На основании получен¬
ных временных интервалов нагре¬
ва, деформации и охлаждения
заготовок определяли скорости
конвейеров нагревательных про¬
ходных печей и пластинчатых
транспортеров, расположенных
между ними (табл. 5.3).По завершении второй формообразующей операции последней
(шестой) заготовки из первой партии остается время (около 3 мин)
для замены пуансона. Вторая партия заготовок включается в процесс
таким образом, что седьмая заготовка (первая из второй партии) из 1-й
печи поступает к прессу в тот момент, когда последняя из первой партии
прошла третью формообразующую операцию и пуансон третьего перехода
заменен на пуансон первого. Описанная схема дает общее представлениео пути и методике расчета технологического процесса в целом и может
быть использована в качестве примера расчета термопластического
упрочнения аналогичных видов деталей, технология которых отличается
как числом циклов и формообразующих операций, так и температурно¬
временными параметрами.Таблица 5.3. Скорости движения
конвейеров и транспортеровНомер печиСкорость, м/сконвейератранспортера10,010,04920,0230,04530,0230,09640,0120,09250,0120,286—0,012186
5.4. НИЗКОТЕМПЕРАТУРНАЯ ДТЦОНизкотемпературная ДТЦО (НДТЦО) основана на использовании тепла
от деформации или принудительного подогрева в паузах между прохода¬
ми в качестве операции термоциклирования дисперсионно-твердеющих
сплавов. Эту обработку можно осуществить практически на всех агрегатах
ОМД. Так, процесс волочения проволоки протекает с изменением тепло¬
содержания заготовки, а именно: во время деформации заготовка
разогревается за счет деформации и сил трения, затем охлаждается
на барабане. Экспериментальные данные, полученные авторами работ
[144, 147], свидетельствуют о разогреве проволоки в волоке в зависимости
от условий волочения до 40—170 °С. Теоретические расчеты [49] показали,
что распределение температуры в очаге деформации при волочении
алюминия неравномерно (рис. 5.21). Температурное поле меняется
с уменьшением диаметра и ростом скорости волочения на каждом после¬
дующем переходе. Однако за счет высокой теплопроводности алюминия
температура проволоки по сечению после выхода из волоки может очень
быстро выравниваться.Использование таких нагревов положительно сказывается на свой¬
ствах проволоки [131]. Основным условием обработки является наличие
пересыщенного твердого раствора, который под действием нагревов
в области температур искусственного старения во время деформирования
или между проходами распадается с образованием упрочняющих фаз.
На распад твердого раствора в каждом цикле оказывает влияние
предшествующее или одновременно протекающее деформирование.
Распад от цикла к циклу носит прерывистый характер и сопровождается
закреплением свежих дислокаций выделениями. Схема одного из таких
режимов показана на рис. 5.22.Рис. 5.21. Температурные поля в очаге
деформации при волочении алюминиевой
проволоки: а — 2-й переход (v,0n—3 м/с,
d = 6,38 мм); б — 4-й переход (и,0л =
= 5,24 м/с, d = 4,53 мм); в — 6-й переход
(14,1.1 = 9,5 м/с, d = 3,21 мм); г — 8-й пе¬
реход (к„о., = 15,5 м/с, d= 2,28 мм)Рис. 5.22. Схема НДТЦО:закалка; 2— деформация; 3— цикл410 440 460 470 463187
Таблица 5.4, Влияние диапазона Таблица 5.5. Влияние выдержки
термоциклирования на свойства про- при максимальной температуре цикла
волоки на свойства проволокиИнтервал
термоцикли¬
рования, °С *а,,МПа«,%р, Ом-мм2/м20^1603156,70,0338205*: 1803187,20,033020ч*2003197,50,0320* Выдержка при максимальной темпера¬
туре 30 с.1ержка *,
с<т„МПар, Ом • мм2102795,90,0341303187,20,0330903277,50,031530028380,0303* Температурный интервал термоцикли-
рования 20*±180 °С.По данной схеме проводили обработку катанки из сплава АВЕ,
закаленной от температуры 530 °С. Волочение осуществляется на стане
однократного волочения за 10 проходов, а нагрев между проходами —
погружением проволоки в нагретое до заданной температуры масло.
Параллельно вели опыты по схеме НТМО. Были получены следу¬
ющие свойства проволоки после НТМО: о» = 267 МПа, 6 = 6,9%, р =
= 0,0305 Ом-мм2/м. В табл. 5.4 и 5.5 приведены свойства проволоки
после различных режимов НДТЦО.Анализ опытных данных показывает, что НДТЦО, режимы которой
довольно далеки от оптимальных, даже в этом случае позволяет получать
проволоку с высоким соотношением прочности и удельного электросопро¬
тивления. Следует отметить, что при НДТЦО распад твердого раствора
носит довольно сложный характер, а по соотношению прочности и
электропроводности можно сделать лишь некоторые предположения
относительно достигаемых структур. Так, увеличение температуры
в циклах до 200 °С (табл. 5.4) неодинаково влияет на показатели
механических и электротехнических свойств. Тот факт, что о, в рассмат¬
риваемых интервалах термоциклирования при увеличении верхней
температуры не снижается, свидетельствует об отсутствии коагуляции
продуктов распада, наблюдающейся при изотермических выдержках
в области высоких температур. Удельное электросопротивление, являясь
структурно-чувствительной характеристикой, понижается при расшире¬
нии интервала термоциклирования, что связано главным образом
с обеднением твердого раствора легирующими элементами.Анализ структуры проволоки из сплава АВЕ в электронном микро¬
скопе (рис. 5.23), полученной по режиму НТМО (закалка, волочение
от диаметра 9 до диаметра 5 мм, искусственное старение при 160 °С, 10 ч)
и по режиму НДТЦО, включающему между проходами нагрев до 200 °С
и охлаждение до 20 °С в воде, позволяет сделать следующие выводы.
Общим является то, что в обоих случаях структура до конца не оформи¬
лась: наряду с полигонизованными участками имеются участки с ярко
выраженной деформированной структурой. Однако после НТМО участки
с полигонизованной структурой встречаются значительно чаще, чем
после НДТЦО. После НТМО структура характеризуется повышенным
числом малоугловых границ. Средняя плотность дислокаций (9Х
X Ю14 1/м2) примерно в 2—2,5 раза больше у образцов, обработанных
по режиму НДТЦО.
Рис. 5.23. Электронные микрофотографии: а— НТМО (/ — Х20 000; 2— Х20 000;
3 - Х50 ООО); б — НДТЦО ( / — Х20 ООО; 2 — X 50 ООО; 3 — X 100 ООО)Общим для обоих режимов является и наличие в структуре двух
типов выделений: мелкодисперсных фаз и крупных интерметаллидов
глобулярной формы. Мелкие выделения в основном сосредоточены на
дислокациях. Различие состоит в том, что после НТМО число выделивших¬
ся фаз несколько больше, однако после НДТЦО размер этих фаз при¬
мерно в 1,5—2 раза меньше. С помощью рентгеноструктурного анализа
зафиксирован параметр решетки a-твердого раствора у сравниваемых
образцов. Так, у образцов после НДТЦО параметр решетки оказался
несколько большим (4,0607), чем у аналогичных образцов после НТМО
(4,0579). Это свидетельствует о разной степени распада твердого раство¬
ра, которая оказалась выше у образцов после НТМО.Катанка после горячей прокатки характеризуется двухкомпонентной
аксиальной текстурой с направлением <111) и <001), причем
в направлении прокатки интенсивность обеих ориентировок примерно
одинакова (29—30 эталонов). Закалка от температуры 530°С ведет189
Рис. 5.24. Полюсные фигуры катанки нэ сплава АВЕ:
а — исходная; 6 — после закалкиПрактически к бестекстурному состоянию: отсутствию выраженных
ориентировок (рис. 5.24). Как показали опыты, формирование текстуры
проволоки при волочении закаленной катанки в условиях наличия циклов
в межпроходных паузах и при их отсутствии происходит по-разному.Волочение без промежуточных циклов, что отвечает режиму НТМО,
ведет к росту интенсивностей указанных ориентировок, т. е. к «острой»
текстуре (рис. 5.25, а). Следующее затем искусственное старение при190
Рис. 5.25. Изменение интен¬
сивности ориентировок
< П I > и <001) с увеличе¬
нием вытяжки: а— НТМО;б — ндтцо165 °С в течение 10 ч понижает интенсивность ориентировок до 3,8 и
4,3 эталонов — соответственно (111) и <001). При волочении по
режиму НДТЦО на начальных стадиях деформирования наблюдается
увеличение интенсивности ориентировок до 5 и 7 эталонов — соответ¬
ственно <111) и <001) (рис. 5.25, б). Затем по мере нарастания
числа термодеформационных воздействий (свыше 6—7) происходит их
снижение до 4,5 и 5 эталонов.Таким образом, на формирование свойств проволоки оказывают вли¬
яние следующие факторы: степень распада твердого раствора (наличие
в твердом растворе атомов других химических элементов), завершенность
релаксационных процессов (степень совершенности структуры), количе¬
ство и дисперсность выделившихся фаз, текстура. Высокое значение
прочности после НДТЦО достигается за счет более острой текстуры,
незавершенности структурных образований, более высокой плотности
дислокаций и дисперсного распада твердого раствора. С другой стороны,
несколько худшее значение удельного электросопротивления получено
в результате неполного распада твердого раствора и более высокой
плотности дислокаций.Как следует из табл. 5.5, выдержка в циклах — существенный
фактор, влияющий на свойства. С увеличением выдержки показатели
свойств, в том числе и соотношение прочности и удельного электро¬
сопротивления, значительно улучшаются. Выдержка, равная 10 с, в дан¬
ном диапазоне термоциклирования явно недостаточна для полного
прохождения структурных превращений, и поэтому свойства проволоки
близки к свойствам, получаемым непосредственно после закалки и
волочения. Снижение величины р при увеличении выдержки также
связано с обеднением твердого раствора. Наблюдаемое падение проч¬
ности при обработке с выдержками, равными 300 с, очевидно, связано
с перераспределением соотношения продуктов распада в сторону
увеличения доли стабильных фаз и развитием процессов коагуляции.На формирование свойств оказывают влияние число деформа¬
ционных воздействий и суммарная степень деформации. На рис. 5.26,
а и б даны графики изменения свойств в зависимости от вытяжки.
Точки на кривых отвечают свойствам после каждого термодеформацион¬
ного воздействия (деформирование + цикл). Там же приведены данные,
характеризующие изменение прочности и удельного электросопротив-191
Рис. 5.26. Зависимость вре¬
менного сопротивления раз¬
рыву (а) и удельного элект¬
росопротивления р (б) про¬
волоки из сплава АВЕ от
вытяжки:/-без ТЦО; 2 - Тта,=
= 140 °С; 3 — Гтах = 160°С;
4-Гтах = 180°С; 5-
Т'тах — 200 Сления при волочении проволоки в условиях отсутствия циклов. Как видно,
в результате наклепа, с увеличением вытяжки свойства проволоки
монотонно возрастают (кривые /), что является следствием роста
плотности дислокаций и некоторого распада, инициируемого деформа¬
цией, твердого раствора с образованием зон Гинье — Престона.Под действием термодеформационной обработки с увеличением вы¬
тяжки временное сопротивление разрыву растет. Вид кривых упрочнения
примерно одинаковый. Исключение составляет лишь обработка, вклю¬
чающая циклирование температуры в области 20 200 °С. В этом
случае на кривой упрочнения наблюдается максимум, после чего, с уве¬
личением числа термодеформационных воздействий, происходит резкое
снижение а„ (рис. 5.26, а). Кроме того, при термоциклировании в области
температур 20=pfcl80°C кривая упрочнения 4 проходит ниже, чем при
циклировании по режиму 20ч*160°С (кривая 3).Закономерность изменения удельного электросопротивления
(рис. 5.26, б) для всех рассматриваемых режимов одна и та же: с
увеличением вытяжки, а следовательно, и числа термодеформационных
воздействий р растет, а затем постепенно снижается. Такой характер
кривых связан с интенсивным распадом твердого раствора, наступающим
после некоторого числа термодеформационных воздействий. При этом192
основной вклад в электропроводность вносят не дислокации, плотность
которых с увеличением обжатия растет, а степень легированности
твердого раствора.Анализируя полученные зависимости, можно сделать некоторые
выводы относительно процессов, протекающих при данных режимах
обработки. Так, циклирование температуры в области 20^140 °С
при прочих равных условиях малоэффективно, так как диффузионные
процессы в этом диапазоне температур замедлены. Увеличение Ттах
до 160 °С приводит к ощутимому распаду твердого раствора, что
повышает 0„ и незначительно снижает р. Очевидно, часть легирующих
элементов, в данном случае кремния и магния, все-таки остается в
твердом растворе. При расширении интервала циклирования с макси¬
мальной температурой в цикле до 180—200°С процесс выделения
начинается на более ранних стадиях, идет интенсивнее и сопровож¬
дается образованием мелкодисперсных фаз. После деформирования
с вытяжкой, превышающей 5—6, явно начинаются процессы коагуляции
выделившихся фаз, т. е. происходит так называемое перестаривание,
когда и прочность, и удельное электросопротивление понижаются.
Очевидно, некоторый вклад вносят и процессы цолигонизации.13 В. Федюкин и др.193
Сопоставляя уровень достигаемых свойств по данным табл. 5.5
и анализируемым графикам, можно заключить, что комплекс свойств
при НДТЦО в большей степени определяется не числом термодеформа¬
ционных воздействий, а суммарной степенью деформации.Аналогичные графики построены для различных выдержек в циклах
(рис. 5.27, а и б). При всех исследуемых выдержках в данном интервале
циклирования наблюдается непрерывный рост прочности, причем чем
больше выдержка, тем больше упрочнение (кривые упрочнения идут
выше). При этом удельное электросопротивление изменяется следующим
образом: при небольших выдержках (до 1 мин) после резкого подъема
происходит плавное снижение удельного электросопротивления, после
обработки с выдержками, равными 300 с, это снижение протекает наи¬
более интенсивно.Таким образом, уровень свойств при НДТЦО определяется следу¬
ющими факторами: интервалом циклирования, выдержками при мак¬
симальной температуре, вытяжкой и числом термодеформационных воз¬
действий. Разные их сочетания могут давать самые различные соотно¬
шения свойств; причем корреляции между прочностью и электрической
проводимостью, как это наблюдается при искусственном старении [138],
нет.В случае использования тепла, выделяемого в процессе деформиро¬
вания, в качестве цикла распад твердого раствора будет идти под влия¬
нием как наследственного, так и прямого действия деформации. Дефор¬
мирование ведет к образованию «свежих» дислокаций и выделению на
них упрочняющих фаз. Кроме того, движущиеся группы дислокаций
могут сами транспортировать примесные атомы к выделениям. Из этого
следует, что при совмещении пластической деформации и нагрева
скорость распада твердого раствора должна аномально расти. В част¬
ности, в металлах с высокой энергией дефекта упаковки, какими яв¬
ляются алюминиевые сплавы, волочение при 150—190 °С сопровож¬
дается не только повышением плотности дислокаций и дефектов, но и
гетерогенизацией твердого раствора вследствие взаимодействия атомов
примесей с дислокациями и дефектами упаковки. При многократном
деформировании старение после первого деформационного воздей¬
ствия приводит к закреплению дислокаций выделениями. В результате
этого связь накопленных у препятствий дислокаций с матрицей
укрепляется и они сами могут стать дополнительными препятствиями.
Этот процесс может повторяться после каждой новой ступени деформи¬
рования. Из-за стабилизации дислокаций дисперсионными выделениями
характер силового воздействия скоплений на препятствие изменяется
по сравнению с воздействием при однократной деформации.С использованием результатов, полученных в работах [144, 147],
была принята математическая модель изменения температуры проволоки
в процессе волочения. Распределение температуры по сечению проволоки
на выходе из волокиТ'вых^ Тн+ АТср-\ ХXгде Т„ — начальная температура проволоки; ДТср — повышение темпе¬
ратуры проволоки за счет работы деформаций; qnoe — удельный тепловой194
поток на поверхности проволоки в очаге деформации; г, — текущий
и средний радиусы проволоки; X — коэффициент теплопроводности;
с, р—удельная теплоемкость и плотность материала проволоки; т—
время нахождения проволоки в волоке; /0—цилиндрическая функция
первого рода; — корни характеристического уравнения;Ск= 2Д : е*Р(- ^/c9R%) ■М-Л (н-к)Средняя температура проволоки после выравнивания температуры
по сечениют 1.083Рср " pcd2 ’где Р — усилие волочения.Средняя температура проволоки при охлаждении на тяговом
барабане= тб1+ [ГК1_,+ Тс?- r6j]exp^ -0,4 ■ !0~5где Тш—i, TKi — средняя конечная температура проволоки после
охлаждения на барабанах t — 1 и /; Г« — температура t'-ro барабана;
D — диаметр барабана; d, — исходный диаметр проволоки в i-м проходе;
0в — предел прочности проволоки; е, — степень деформации в t-м про¬
ходе; п-, — число витков на /-м барабане; и, — скорость волочения в t-м
проходе.Полученную математическую модель использовали для расчета рас¬
пределения температуры по сечению и эффективности влияния различ¬
ных технологических факторов на изменение средней температуры про¬
волоки [131]. На рис. 5.28 приведено распределение температуры по
сечению проволоки на выходе из волоки. Резкий скачок температуры
наблюдается в поверхностном слое толщиной примерно 0,3 R, а перепад
температур поверхности и центра составляет 120 °С. На рис. 5.29 показаны
зависимости изменения прироста температуры проволоки в волоке от
степени деформации, угла рабочего конуса
и длины калибрующего пояска волоки. Анализ
влияния параметров показал, что увеличение
степени деформации и длины калибрующего
пояска приводит к повышению температуры
проволоки, а угол рабочего конуса волоки
влияет на температуру проволоки неодно¬
значно, а именно: существует область углов,
при которых прирост температуры минимален,
причем при увеличении степени деформации
эта область смещается в сторону больших
углов.Рнс. 5.28. Распределение температуры по сечению про¬
волоки на выходе из волоки при волочении диаметром
от 2,05 до 1,78 мм13*195
О)S)Рис. 5.29. Прирост температуры про¬
волоки в зависимости от параметров
волочения: а — степени деформа¬
ции е; б — угла рабочего конуса а;
в — длины калибрующего пояска
I.С учетом полученных зависимостей задачу определения режимов
волочения проволоки из алюминиевых сплавов с использованием ТЦО
в процессе деформации можно сформулировать следующим образом:
при заданном числе проходов N, начальном d0 и конечном dK диаметрах
проволоки найти такие единичные степени деформации е,, углы рабочих
конусов волок а, и число витков на барабане щ, чтобы выполнялись ус¬
ловия:I Гер,-[Гер] |< Л; \Т„,-[Т „]|<0и система технологических ограничений: е,— [е] <0; а,— [а] ^0;
Р< — [Р] <0; Яз,— [К3] >0 для i = 1, 2, ..., N, где [Тср] -Л, [7ср] +Л —Таблица 5.6. Расчетный режим НДТЦО проволоки из сплава АВЕНомера. 0р °/пdadiР, нЛЛр, °спV, м/сТИТ, рТопроходамм°С112329,007,42585148100,814206860212317,426,16484057101,1606412150312306,165,15378764101,6279015430412295,154,34285768102,2479015820512284,343,67313571123,0809016120612283,673,11157673144,2059016320712273,112,66120876185,636901662088262,662,2988575207,455901652096242,292,0165172239,4879016220106222,011,7848570—11,869016020
интервал температур старения сплава; [е], [а], [Я], [/С3] —допустимые
значения степени деформации, угла рабочего конуса волоки, усилия
волочения, коэффициента запаса.Для решения поставленной задачи был разработан алгоритм расчета
технологических параметров процесса волочения и реализован на ЭВМ
«Наири-2». В табл. 5.6 приведен пример рассчитанного оптимального
режима НДТЦО при волочении на стане ВМА-10/450 проволоки
из сплава АВЕ.В настоящее время режимы МТЦО и ДТЦО находятся в стадии
промышленного опробования и внедрения. Следует сказать, что
эффективность этих режимов чрезвычайно высока, так как в большинстве
случаев из технологического процесса исключается как минимум
одна из операций ТО. Причем достигаемые структура и свойства не хуже,
а как правило, лучше, чем после стандартных методов ТО.Глава 6ХИМИКО-ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА (ХТЦО)Насыщение поверхностных слоев деталей машин различными элементами
вещества при высоких температурах, т. е. химико-термическая обработка
(ХТО) металлов, широко используют в машиностроении. С помощью
ХТО повышают прочность деталей, их износостойкость, коррозионную
стойкость и ряд других свойств. Поэтому вопрос совершенствования,
интенсификации технологии ХТО — один из важных. Ниже будет
показано, что применение нестационарных, термоциклических режимов
в процессе ХТО является эффективным и наиболее перспективным
направлением развития этого вида обработки металлических изделий.6.1. ОСНОВНЫЕ ПРИНЦИПЫ ХТЦОНедостатками процессов традиционной ХТО являются их большие
энергоемкость и продолжительность. Диффузионное насыщение поверх¬
ности стали чаще всего производят при высокотемпературной изотер¬
мической или изотермически-ступенчатой выдержке с полной перекри¬
сталлизацией стали в аустенитное состояние. Это приводит к перегреву —
структура и механические свойства, кроме твердости и износостойкости,
ухудшаются. Есть и другие недостатки в технологии ХТО с высокотемпе¬
ратурной выдержкой в процессе насыщения: коробление деталей от обыч¬
ной ползучести, высокая энергоемкость процесса и т. д.Процесс насыщения металла различными элементами (С, N, Н, О, Si,
А1, Сг и др.) состоит из трех этапов: диссоциации молекул с образованием
активных атомов, способных диффундировать в металл; адсорбции,
т. е. присоединения и удержания поверхностью свободных активных
атомов; диффузии — проникновения насыщающего элемента в глубь
материала. Интенсификация ХТО возможна путем воздействия на
указанные явления.197
Получение активных атомов — это их ионизация. Чем выше тем¬
пература, тем легче атом отдает свои электроны другим (лучше
электропроводность). Поэтому основным фактором, стимулирующим
ионизацию, является увеличение температуры при ХТО. Однако хорошо
известны и другие приемы, например, использование постоянного
тлеющего разряда между деталью (катод) и специальным анодом
в пространстве насыщающей среды, обдув детали электрически
ионизированной струей насыщающего газа, обработка импульсными
электрическими разрядами, обработка в поле у-излучения и т. д. Такие
электрофизические приемы высокоэффективны, но достаточно сложны
и дорогостоящи. Существуют также химические катализаторы процесса
активации. Так, при цементации деталей в твердом карбюризаторе
для активации процесса получения ионизированного углерода С+
к углю добавляют 10—30 % углекислых солей (карбонатов): ВаСОз,
ЫагСОз, К2СО3. Интенсификация цементации из газовой среды
достигается путем добавки аммиака к технологическим газам. Ионизация
атомарного вещества необходима в первую очередь для их адсорбции —
осаждения на поверхность обрабатываемой детали.Следует отметить, что активация (ионизация) атомов при нагреве
сменяется пассивацией (дезактивацией) при охлаждении. В процессе
выдержки при постоянной температуре в насыщающей среде устанав¬
ливается некоторое, соответствующее данной температуре, равновесное
состояние с определенным углеродным, азотным или водородным потен¬
циалом (в зависимости от вида ХТО). В этом смысле нагрев предпочти¬
тельнее охлаждения и выдержки. Не случайно поэтому ХТО с нагревом
деталей ТВЧ с последующим охлаждением существенно ускоряет про¬
цесс насыщения поверхности [139]. Так, цементация нагревом ТВЧ до
1200 °С за 1 мин позволяет получить диффузионный слой толщиной
0,46 мм с твердостью после закалки 63—65 HRC3 (обмазка деталей пастой
из порошка древесного угля в смеси с гидролизованным этилсиликатом).
Цианирование стали 40 в пасте с желтой «кровяной солью» с помощью
нагрева ТВЧ до 980—1000 °С за 1,5—2 мин дает слой толщиной
0,15—0,2 мм и твердость после закалки 61—62 HRC3.Адсорбция и диффузия протекают быстрее, если в объеме металла
много дефектов типа дислокаций, блоков субмикростуруктуры, границ
зерен и т. д. Поэтому в предварительно холодно-деформированных
и циклически нагружаемых в процессе ХТО деталях процесс насыщения
тоже ускоряется. Возможно создание внутренних дефектов в металле
в целях ускорения гетеродиффузии при ХТО с помощью радиационного
облучения или путем мощного акустического, электромагнитного и дру¬
гих видов воздействий [9]. Однако эти приемы ускорения не могут быть
широко использованы, так как они сильно усложняют процесс ХТО
и ухудшают качество основного металла детали.Основные недостатки традиционных способов ХТО во многом
устраняются при совмещении этого процесса с ТЦО. Во-первых,
те структурные изменения, которые получаются в результате ТЦО,
ускоряют последующую диффузию атомов в металлическом материале.
Поэтому использование ТЦО как предварительной ТО перед обычной
ХТО представляется достаточно перспективным. Во-вторых, проведение
ХТО в температурном режиме ТЦО является наиболее эффективным
методом интенсификации химического насыщения поверхности деталей
при одновременном улучшении их качества. В-третьих, использование
ТЦО после ХТО в одном технологическом процессе исправляет перегрев198
(крупнозернистость) и другие дефекты структуры, получаемые обычно
при высокотемпературной ХТО. Подробный анализ совмещения техноло¬
гий ТЦО с ХТО приведен в работе [213].6.2. ТЕРМОЦИКЛИРОВАНИЕ ДО И ПОСЛЕ ХТОЗависимость скорости диффузии примесных элементов в твердом
растворителе от размера зерна общеизвестна. Чем мельче зерно, тем
больше коэффициент диффузии D. Поэтому в целях ускорения процесса
ХТО целесообразно металлические материалы подвергать измельчающей
структуру ТЦО. В работе [115] изучено влияние предварительной
СТЦО по режиму 4-кратного ускоренного нагрева до 780 °С с последую¬
щим охлаждением на воздухе до 600 °С на процесс и результат азотирова¬
ния конструкционных и инструментальных сталей 30, 45Х, У8 и ЗХ2В8.
Такая ТЦО не только подготавливает структуру для азотирования, но
и формирует необходимые свойства сердцевины изделий—высокую
ударную вязкость. Состав ванны для жидкостного азотирования
следующий (массовая доля, %): 36 NaCNO, 35 КС 1, 24 ЫагСОз и4 NaCN. Температура ванны 590±5°С, длительность азотирования16 ч. В результате выполненного исследования было установлено, что
глубина азотированного слоя существенно зависит от исходной струк¬
туры стали. После ТЦО и закалки с высоким отпуском азотирован¬
ный слой на 20—30 % больше, чем после нормализации. Наибольшими
характеристиками прочностных свойств обладают азотированные
детали, предварительно закаленные и отпущенные при 600 °С, а
наивысшими пластическими и вязкими свойствами,— после ТЦО по
примененному режиму. Следовательно, как утверждают авторы этой
работы, для деталей с высоковязкой и пластичной сердцевиной следует
проводить предварительную СТЦО, а потом их азотировать. При этом
процесс может быть значительно сокращен по времени. После измель¬
чающей структуру стали СТЦО любой процесс низкотемпературной
ХТО (температура до Ас\) может быть интенсифицирован, и при этом
сохраняется мелкозернистая структура стали.Положительное влияние предварительной ТЦО на последующий
процесс цементации было обнаружено авторами работы [108], изучив¬
шими возможность форсирования режима цементации в агрегате
«Холкрофт». Показано, что несколько предварительных закалок
цементируемых сталей ускоряет процесс, а в диффузиониом слое
увеличивается количество остаточного аустенита, который повышает
контактную выносливость деталей. В работе [213] изучено влияние
такой же предварительной ТЦО на процесс роста диффузионного слоя
при насыщении сталей 20 и 20Х углеродом. Установлено, что в результате
предварительной ТЦО и последующей цементации по стандартному
режиму толщина цементованного слоя на 35 % больше, чем в случае
предварительной нормализации. Таким образом, в работах [108, 213
и др.] показана принципиальная возможность ускорения ХТО пред¬
варительным термоциклированием сталей для получения сверхмел-
кого зерна.Существующие процессы высокотемпературной ХТО, например
цементации при 920—950 °С или 1000—1100°С, из-за большой темпера¬
туры процесса насыщения стали углеродом и длительной выдержки
приводят к крупнозернистой структуре и ухудшению механических199
свойств изделий. Измельчения зерен обычно добиваются нормализацией
или закалкой и высоким отпуском, а также легированием цементируемых
сталей редкоземельными и сильно карбидообразующими элементами.
Но все это не достаточно эффективно увеличивает пластичность и
вязкость сталей. Использование для этого ТЦО после цементации
решает проблему. По предложенному способу [186] детали цементируют
при 940 или 1080 °С и после этого подвергают ТЦО по следующему
режиму: 5-кратный нагрев до 780—800 °С, охлаждение на воздухе
до 400 °С со скоростью 130°С/мин, с последнего нагрева —охлаждение
в масле (закалка). После ТЦО производят низкий отпуск при 180°С.
Твердость поверхностного закаленного слоя 63—65 HRC3. Анализ
влияния такой ТЦО на свойства цементованных конструкционных
сталей показал, что она увеличивает ударную вязкость цементованного
слоя в 1,5—2 раза. Износостойкость образцов после цементации,
ТЦО и закалки с низким отпуском в 1,8—2 раза выше по сравнению
с контрольными образцами, не прошедшими ТЦО, а закаленными и
отпущенными по стандартному температурному режиму. Эксперимен¬
тально показано также, что предложенный метод окончательной ТЦО
цементованных сталей увеличивает усталостную прочность на 15—20 %,
пластические свойства на 25—85 %, ударную вязкость на 20—60 %,
снижает порог хладноломкости на 20—30 °С и длительность процесса
в 1,5—2 раза.Предложен (а. с. № 907075) следующий режим цементованных
сталей: 5—7-кратный ускоренный нагрев на 50—70° выше точки
А с 1 с последующим охлаждением на воздухе до температуры на 30—50°
ниже точки Art. Термоциклирование проводили сразу после цементации,
начиная с подстуживания на воздухе до минимальной температуры
циклов, а закалку в масле осуществляли с последнего нагрева ТЦО.
Далее давали отпуск. Этот способ обработки опробован в лабораторных
и промышленных условиях. Обработке подвергали образцы, а затем
детали — направляющие стола станка ЗБ641 из стали 20Х. Образцы
подвергали цементации в твердом карбюризаторе при 930 °С в течение6 ч, далее — ТЦО по описанному выше режиму и отпуску при 180 °С.
Для сравнения такие же детали и образцы, обработанные по стандарт¬
ному режиму цементации и двойной закалки от 780 и 840 °С с отпуском
при 180 °С, испытывали на ударную вязкость, твердость и коробление.
Соответствующие данные приведены ниже.СреднийКСU, Дж/см2HRC,размеркоробления, ммДвойная закалка и низкийотпуск 12059—60-1-0,4ТЦО и низкий отпуск .... 27061 — 62±0,2В тех случаях, когда процесс цементации ведут до получения
в поверхностном слое углерода больше 0,8 %, в науглероженном слое
часто образуется цементитная сетка на границах зерен перлита. Эта
дефектная структура может быть исправлена, если в двух первых циклах
ускоренные нагревы производить до температур выше точки Асз, все
остальные параметры,— как и в предыдущем способе ТЦО. Исследования
показали, что и на этот раз выявлено положительное влияние ТЦО с
переменной температурой нагревов на структуру и механические свойства
образцов из стали 20Х.200
Применение ТЦО после цементации позволяет уменьшить коробление
изделий, повысить ударную вязкость и усталостную прочность стали,
существенно сократить длительность ТО и т. д. В случае использования
ТЦО после цементации можно без ущерба для окончательных свойств
увеличить температуру диффузионного насыщения стали углеродом.
Повышение температуры ХТО позволяет сократить длительность обра¬
ботки в 1,2—1,7 раза, и при этом качество цементованного слоя и пере¬
ходной зоны улучшается.6.3. ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКИЕ БОРИРОВАНИЕ
И АЗОТИРОВАНИЕ СТАЛЕЙВпервые изучено влияние термоциклирования при борировании на
механические свойства, в частности на ударную вязкость [32]. Прово¬
дили жидкостное безэлектролизное борирование в ванне с расплавом
следующих химических соединений: 70 % [30 % (12 % NaF + 59 % KF +
+ 29 % LiF) +70 % NaB<t07] +30 % В4С. ТЦО при борировании заклю¬
чалась в повторяющихся нагревах до 890 °С и охлаждениях до 680 °С,
длительность цикла 20 мин, число циклов 3, 5 и 10. Изотермическое
борирование по классическому способу производили при 820 °С с дли¬
тельностями, равными соответствующим термоциклическим процессам.
Режим термоциклирования производили изменением температуры ванны
путем своевременной перестановки датчика позиционного регулятора
электронного потенциометра, осуществляющего включение (нагрев)
и выключение (охлаждение) нагревателя. Одновременно с основными
экспериментами по термоциклическому и изотермическому борирова-
нию в отдельных тиглях проводили аналогичные режимы обработок
контрольных образцов в нейтральных расплавах хлористых солей (хо¬
лостые режимы). Все обработанные образцы из сталей 45 и У8 под¬
вергали соответствующей закалке и низкому отпуску. Испытания по¬
казали, что термоциклирование при борировании повышает ударную
вязкость исследованных сталей в 1,5—2,3 раза по сравнению с изотер¬
мическим борированием. Максимальное повышение ударной вязкости
наблюдалось при пяти циклах. Отмечено также, что борирование при
ТЦО снижает ударную вязкость по сравнению с «чистым» термоцикли-
рованием, т. е. без борирования, всего на 10—20 %.В целях повышения прочности связи борированного слоя с основным
металлом применяли термоциклирование в процессе насыщения [152].
Производили газовое насыщение сталей СтЗ,45 и 40Х в порошковой
смеси, содержащей (массовая доля, %): 1,5—2 борного ангидрида,
0,5—1 хлористого аммония, остальное — карбид бора. Борирование
производили в специальных контейнерах. Термоциклирование в процессе
насыщения осуществляли следующим образом: после нагрева до 950 °С
контейнер извлекали из печи и охлаждали до температуры окончания7->-(х-превращения. Циклы повторяли до получения необходимой глу¬
бины слоя боридов в стали. Во избежание роста зерен на последнем
цикле обработки нагрев производили до температуры закалки обраба¬
тываемой стали.Прочность связи слоя боридов и основного металла определяли
методом взвешивания борированных образцов после деформации их
сжатием на 25 %. При этом обычно происходят сколы в диффузионном
слое. По уменьшению массы образцов оценивали качество диффузион-201
1,мкмТаблица 6.1. Удельное уменьше¬
ние массы борированных образцов
после сжатия (О • IО2, г/м2)Марка сталиБорированнеизотермиче¬скоетермоциклк-ческоеСтЗ4540Х3,023,553,641,291,421,47Рису 6.1. Влияние температурного ин¬
тервала АТ °С, ТЦО на глубину / азо¬
тированного слоя в техническом железеного сцепления и прочности поверх¬
ностного слоя. В табл. 6.1 приве¬
дены результаты испытаний.В результате осуществления тер¬
моциклического борирования удалось
в 2—2,5 раза снизить степень откола слоя, т. е. существенно увеличить
адгезионную прочность слоя боридов [152]. Металлографическое ис¬
следование образцов, борированных изотермически и термоциклически,
показало, что при ТЦО игольчастость слоя боридов меньше, а подслой
(основной металл) имеет мелкозернистую структуру. Рентгеновским
дифрактометрическим анализом было выяснено изменение количествен¬
ного соотношения фаз FeB и FejB в поверхностном слое после термо¬
циклического борирования. После ТЦО преобладающей становится
вторая, более стойкая фаза. Было установлено также, что после термо¬
циклического борирования предел выносливости борированных сталей
увеличивается (по сравнению с изотермическим процессом) на 8—10%.Повышение эксплуатационных свойств слоя боридов в результате
термоциклирования в процессе насыщения авторы исследования [152]
объяснили следующим. В результате ТЦО с фазовым превращениями
в сталях снижается текстуриро ван ноет ь подслоя, что препятствует
преимущественному росту игл боридов. При этом возникающие иглы
становятся мельче и разветвленнее. Так образуются мелкоигольчатые
бориды, вкрапленные в мелкозернистую матрицу. Повышению адгезион¬
ной прочности борированного слоя, по мнению авторов, способствует
и уменьшение содержания в слое хрупкой фазы FeB.Применительно к азотированию термоциклирование использовали
при обработке технически чистого железа [20]. Насыщающая среда —
аммиак, обычная температура азотирования 540—640 °С. Азотирование
проводили в камере с использованием электроконтактного нагрева
образцов. Температура в процессе насыщения поддерживалась и
измерялась автоматически. Азотирование в режиме ТЦО проводили
в интервале температур 590± (10-=-50) “С. Полученные эксперимен¬
тальные данные (рис. 6.1) показали, что термоциклическое азотирование
интенсифицирует процесс диффузии азота. Так, при ТЦО в интервале
590 ± 10 °С глубина слоя I составляет 175 мкм, а при изотермической
выдержке при 590 °С — только 75 мкм. Дальнейшее увеличение интервала
до 590±50 °С приводило к увеличению диффузионного слоя до 250 мкм.
Следует отметить, что глубина азотированного слоя, получаемого при
постоянной- температуре 640°С, составляет только 160 мкм. На
фотографии структуры хорошо видны травящиеся и нетравящиеся202
зоны с максимальной микротвердостью. С увеличением температурного
интервала ТЦО зона максимальной микротвердости смещается в глубину
слоя.Термическая обработка позволяет увеличивать не только скорость
диффузии, но и микротвердость. Так, при 640 °С максимальная твердость
составляет 4700 МПа, а при 590±50°С — уже 5800 МПа.Известно положительное влияние ТЦО в процессе азотирования
таких промышленных сплавов на основе никеля и хрома, как ЭП199,
ВХ-4 и ВХ-4А.6.4. РОЛЬ ТЦО В ПРОЦЕССЕ ЦЕМЕНТАЦИИМожно было ожидать, что термоциклическая цементация, т. е. науглеро¬
живание сталей в нестационарном, термоциклическом режиме, окажется
более эффективной. Предпосылками этого являются многочисленные
данные исследований по гетеродиффузии углерода и других элементов
в момент фазовых а ч* 7‘пРевРа1Дений в сталях. Однако эти исследования
относились к диффузии элементов внутри сравнительно однородного
металла. Только в последние годы появились исследования, прямо
указывающие на повышение интенсивности и скорости диффузии
насыщения при изменении температуры обработки. Одной из таких
работ является исследование Н. Рашкова [177]. Изучение влияния
ускоренных циклических нагревов и охлаждений, сопровождающихся
фазовыми превращениями, на процесс насыщения их углеродом про¬
ведено на сталях 20Х, 18ХГТ и 12ХНЗА. Науглероживание осуществляли
пастой, состоящей из 60 % K.4Fe (CN)6, 20 % древесного угля, 10 %
ВаСОз и 10 % маршаита. Режим термоциклической цементации включал
два цикла нагрева образцов до температуры выше точки Асз и охлаждения
ниже точки Аг\. Проводили изотермическое насыщение сталей при
температуре, равной максимальной температуре цикла. В обоих случаях
насыщение длилось 4—5 мин. Полученные зависимости толщин цемен¬
тованных слоев для этих сталей приведены на рис. 6.2. Из рисунка видно,
что термоциклический способ цементации более эффективен (на 15—Рис. в.2. Изменение толщины h цементованного слоя при циклическом (4, 5) н изотер-
мическом (4 , 5') насыщении в течение соответственно 4 и 5 мин от температуры
обработки Т сталей 18ХГТ (а), 12ХНЗА (б), 20Х (в)203
20 %), чем изотермический, несмотря на меньшую длительность диффу¬
зионного насыщения в состоянии аустенита (на 30—40 %).Впоследствии экспериментально был изучен процесс насыщения
углеродом сталей 20, 20Х и 20ХН с различными параметрами темпера¬
турно-временного режима ТЦО [213]. Длительность одного цикла6 мин. Для сопоставления и анализа результатов проводили изотер¬
мическое насыщение из твердого карбюризатора (90 % сажи марки
ДГ-100 и 10 % Ыа2СОз) при температуре, соответствующей максималь¬
ной в цикле. Результаты экспериментов показали, что за одинаковое время
насыщения толщина науглероженного слоя после термоциклической
цементации в 2—2,5 раза больше, чем после насыщения при постоянной
температуре процесса. Науглероживание при ХТЦО более сильное
в первых 5—10 циклах (продолжительность 0,5—1 ч), За это время
получали углеродистый слой толщиной 0,8— 1 мм, тогда как такой же слой
при изотермических условиях — через 3—5 ч. Изучено также влияние
скоростных циклов на процесс цементации. Было определено, что для
сталей 20 и 20Х наилучший результат получается при скорости термо¬
циклирования 10 циклов в час.В работе [90J описан высокоэффективный способ термоциклической
цементации стали. Этот способ состоит из двух стадий ТЦО. На
предварительной стадии выполняли 4-х—6-кратный нагрев на 30 —
50 °С выше точки Ас\ со скоростью 120—300 °С/мин и охлаждение
до температур на 30—50 °С ниже точки Аг\ со скоростью порядка 60—
180 ''С/мин. На стадии насыщения рекомендуется нагревать на 80—
100 °С выше точки /4с3 и охлаждать также на 30—50 °С ниже точки Аг\,
число циклов зависит от требуемой глубины насыщаемого слоя. Напри¬
мер, получение цементованного слоя толщиной 1 —1,2 мм достигается при8—10 циклах. Выбранная авторами схема ТЦО обусловлена тем, что на
предварительной стадии получают сверхмелкозернистое строение с фраг¬
ментированной субструктурной и высокой плотностью дефектов кри¬
сталлической решетки. Это обеспечивает необходимую неравномерность
состояния стали. На стадии термоциклического насыщения эта неравно¬
мерность усиливается. Об этом свидетельствуют результаты (табл. 6.2)
определения по кристаллографическим плоскостям (110) и (220) физи¬
ческого уширения интерференционных линий рентгенограмм стали 20Х
после каждой стадии обработки. Рентгенографическое исследование вы-Таблица 6.2. Результаты рентгено¬
графического исследования цементо¬
ванного слоя стали 20ХФизическое ушире-ние интерференцион¬ТОных линий (по иони¬зационным кривым)р-10 — 3, радОтжиг (эталон)ПредварительнаяТЦОТо же + термоци¬
клическая цемен¬
тация1,412,43(ПО)(220)2,473,892,614,18Таблица 6.3. Характеристики
меитованиого слоя стали 20Хие-ТОБаллзернаПо способу работы 0,9 10— 1 —
[90] 11 1,1То же [217] 1,0 13— 1,3-
с предварительной 14 1,4
ТЦО204
полнено на установке УРС-50ИМ. Эффективность термоциклической
цементации с предварительной ТЦО оценивали сравнением с результа¬
тами, полученными при термоциклической цементации по способу, при¬
веденному в работе [217]. Установлено (табл. 6.3), что только вследствие
применения предварительной ТЦО глубина насыщения увеличивается на
35 % (общая толщина цементованного слоя после 60 мин выдержки со¬
ставляла 1,3—1,4 мм). Общая длительность ХТО с термоциклированием
сократилась в 8—10 раз.ЦХТО по способу, приведенному в работе [217], обеспечивает
измельчение структуры как цементованного слоя, так и сердцевины
изделия. Это повышает комплекс механических и эксплуатационных
свойств. Так, на исследованной стали 20Х твердость поверхностного
слоя 62—63 HRCj, ударная вязкость 138—142 Дж/см2. Важно, что в 1,5
раза возрастает предел усталостной прочности образцов по сравнению
с теми образцами, которые были обработаны по способу-прототипу.Свойства цементованного слоя зависят от его структуры, а конфигу¬
рация и размер карбидов, выделяющихся в цементованном слое,— от
состава стали и режима ХТО. Получение карбидов нужных форм и
размеров — очень сложно. В работе [217] оптимальная структура
и соответствующие свойства цементованного слоя получены с использова¬
нием ТЦО в процессе цементации. Исследование выполнено на образцах
из сталей 12ХНЗА, 25ХТМ, 20Х и поршневых пальцах из стали 12ХНЗА.
Цементацию производили в твердом карбюризаторе при периодическом
изменении температуры и постоянном температурном режиме производ¬
ственной технологии. Время цементации в обоих случаях 18 ч. После це¬
ментации образцы и детали подвергали стандартной закалке и отпуску.Исследование структуры изделий, прошедших термоциклическую
цементацию, показало, что карбидные включения во всей толщине
слоя имели округлую форму и малые размеры. В цементованном слое,
полученном традиционным (изотермическим) способом обработки,
карбиды располагались преимущественно по границам зерен в виде
сетки. Отмечено увеличение скорости насыщения при термоциклической
цементации в 1,5—1,8 раза по сравнению с цементацией при постоянной
температуре. Поэтому почти вдвое увеличилась эффективная толщина
упрочненного (цементованного) слоя. На рис. 6.3 показаны результаты
замера микротвердости после различных режимов цементации стали
12ХНЗА. Натурные испытания на статическое разрушение поршневых
пальцев показали, что цементованные пальцы по термоциклическому
режиму намного прочнее тех, которые были обработаны по традиционному
способу ХТО. Аналогичный результат получен при испытаниях на
усталостную прочность при изгибе образцов.Часто при изотермической цементации сталей 20Х, 18ХГТ и 20ХГНР
до получения углерода в поверхностном слое до 1,1 —1,3 % образуются
дефекты в структуре в виде троститных полос или карбидной сетки
по границам зерен, что приво¬
дит к значительному снижению
прочности деталей. Кроме того,
в тонком поверхностном слоеРис. 6.3. Распределение мнкротвердостн
в поверхностном слое стали I2XH3A
после цементации по способу ХТЦО(/) н изотермической ХТО (2)205
Таблица6.4. Влияние режимов
на толщину слояцементацииТолщина слоя, ммМарка сталиТип цементациипо метал¬
лографи¬
ческому
анализупо микро¬
твердости20ХИзотермическийТермоциклический0,71,21,051,4518ХГТИзотермическийТермоциклический0,751,251,4520ХГНРИзотермическийТермоциклический0,71,31,45толщиной 10—20 мкм
появляются мелкие
графитовые включения.
Эти включения обра¬
зуются в результате
распада карбидов и вы¬
деления углерода под
действием высокой тем¬
пературы, кислорода и
кремния, всегда содер¬
жащихся в сталях.В целях получения
гарантированного без¬
дефектно науглерожен-
ного слоя и сокращения
длительности цемента¬
ции был опробован спо¬
соб термоциклической
цементации названных выше сталей в среде с постоянным составом
(эндогаз с 4 % природного газа). Науглероживание сталей из газовой
среды в изотермическом режиме вели при 930 “С в течение 5 ч, а в режиме
5-кратного термоциклирования обработку вели в течение 3 ч с измене¬
нием температуры 680 980 “С и выдерживали при этих температурах
по 10—15 мин. В табл. 6.4 приведены данные по толщине цементован¬
ного слоя, полученного на каждой из обработанных сталей.На рис. 6.4 показано изменение микротвердости в глубь образцов
после различных режимов цементации.Итак, можно считать вполне доказанным, что цементация сталей
при некоторых циклически изменяющихся температурных режимах
более эффективна, чем при постоянной температуре насыщения. Кроме
того, совмещение ТЦО с приложением механических напряжений
(нагрузок, давлений) на деталь позволяет еще больше ускорить процесс
цементации. Процесс, при котором осуществляется насыщение металла
другими химическими элементами в условиях переменной температуры
и действия упругих напряжений, можно назвать химико-механотермо-
циклической обработкой (ХМТЦО).Японский исследователь Есика Осида предложил в целях интенсифи¬
кации процессов диффузионного насыщения стали углеродом помимо
термоциклирования применять одновременное приложение напряжений
растяжения (пат. № 679154, СССР и пат. № 4016012, США). В одном
случае напряжения возникают от растяжения наружной системой с
помощью гидравлики, а во втором — от периодического ввода поддавлением газового карбюризатора.
Колебания температуры при этом
должны быть в интервале 650^
^fc850 “С. Время обработки и скорость
термоциклирования назначаются в
зависимости от необходимой глубиныРис. 6.4. Распределение микротвердостн по
глубине цементованного слоя стали 20ХГНР:
после ХТЦО (/) и изотермической ХТО (2)0,2 0,6 1,0 1Л 1,6 1,ш206
и степени насыщения поверхности. Так, для стали марки SS41 (по
японскому стандарту JJS) длительность механотермоциклической
цементации составляет 80 с. Тот же процесс, но без приложения
напряжения длится 150—200 с. Обычная цементация продолжается
несколько часов.6.5. ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКАЯ НИТРОЦЕМЕНТАЦИЯНитроцементация, т. е. насыщение поверхности стальных изделий
азотом и углеродом одновременно, является наиболее прогрессивным
способом ХТО и поэтому наиболее широко используется в производстве.
Не случайно, что большое внимание исследователей и производственников
уделено разработке нитроцементации в режиме ТЦО. Особенностями
процесса нитроцементации конструкционных сталей являются понижение
максимальной температуры насыщения до 870 °С и снижение содержания
аммиака в газовой среде от 10—25 до 1—5 %. Это резко уменьшает
вероятность образования крупного зерна, «темной составляющей»,
в структуре и избыточной карбонитридной фазы (сетки), снижающих
прочностные и пластические свойства деталей. Снижение температуры
обработки при нитроцементации обусловлено тем, что диффундирующий
в сталь азот существенно уменьшает значения температуры критических
точек и этим обеспечивает необходимую диффузию углерода в аустенит
при меньших температурах.Эффект диффузионного переноса углерода с поверхности цементован¬
ного образца в более глубокие слои под воздействием поверхностного
охлаждения был получен экспериментально [107]. Показано, что
повторение циклов попеременного насыщения углеродом и азотом
повышает результирующую концентрацию упрочняющих элементов в
поверхностном слое стали до уровня, превышающего общий потенциал
атмосферы, так как при каждом последующем цикле в равновесие
с насыщающей средой приходит поверхность детали, временно обедненная
то углеродом, то азотом. Эксперименты показали, что содержание
углерода и азота в поверхностных слоях образцов из стали 18ХГТ, нитро-
цементованных по термоциклическому и изотермическому режимам, не¬
одинаково (табл. 6.5). Из анализа данных таблицы видно, что значения
содержания С и N по всей толщине слоя больше после термоциклической
(числитель), чем после такой же по длительности изотермической (зна¬
менатель) нитроцементации.Таким образом, показано, что нестационарный (термоциклический)
температурный режим нитроцементации позволяет регулировать степень
насыщения стали азотом и углеро¬
дом в широких пределах, доводя Таблица 6 5 Содержание С и N в^еД'-^КаНИо п?3°п3 В слое стали нитроцементованном слое стали 18ХГТ
18ХГТ до 3 /о. Достоверного объ- на различных расстояниях от поверх-
яснения этому факту пока еще нет. ностиСодержание, %углеродаНитроцементации подвергали Расстояниетакже образцы из сталей 20Х, от „оверх-
20ХНЗА и 25ХГНМТРЧ в атмо- ности, ммсфере шахтных печей, состоящей из природного газа и аммиака [90]. 0—0,1 1,4/0,78 2,67/0,32Время термоциклического насы- 0,1—0^2 0,86/0,68 2,78/0,22щения 4—8 ч, число циклов 3—8. 0,2—0,3 0,84/0,58 3,1/0,16207
Таблица 6.6. Показатели процесса нитроцементацииМарка сталиВремяпроцесса,чЧислоцикловТолщинаГлубинаТвердость HRC,Скоростьслоя на¬залеганияростасыщения,карбонит-слоя,ммридов, ммна по¬в сердце-мм/чверхностивинеТермоциклическая среднетемпературная нитроцементация20Х430,50,0026136—460,1220ХНЗА4 .30,60,00161460,1525ХГНМТРЧ8,350,80,262410,120ХНЗА530,75—61440,1325ХГНМТРЧ4,530,761420,16Изотермическаявысокотемпературная нитроцементация2 0Х9—0,80,016136—410,0925ХГНМТРЧ16—1,35—6236—420,08Температура ТЦО при нитроцементации вблизи прямого и обратного
перлитового превращений, а не выше точки Асз, как при изотерми¬
ческом режиме. Результаты экспериментов сведены в табл. 6.6.Итак, полученные данные вновь показали, что использование ТЦО
при нитроцементации конструкционных сталей дает возможность
получить диффузионные слои удовлетворительной толщины за то же
время, что и при обычной нитроцементации, но при более низких
температурах процесса насыщения. Снижение температуры нитроцемен¬
тации уменьшает коробление деталей вдвое, сокращает расход энергии
и жароупорных сталей.В работе [217] термоциклическую нитроцементацию стали 13XH3A
проводили в режиме 750 ч*880 °С, число циклов 4, длительность
процесса 15 ч. Состав атмосферы (объемная доля, %): 90 % эндогаза,
6 % природного газа, 4 % аммиака. Стандартная технология нит¬
роцементации такова: температура процесса 880 °С, длительность
15,75 ч, атмосфера та же. В этом случае также было получено суще¬
ственное преимущество циклической нитроцементации над изотермиче¬
ской. Эффективная толщина слоя при микротвердости #юо, равной
6000 МПа, увеличивается от 0,6 до 1,3 мм. Испытания на усталость cj_i
показали, что предел выносливости образцов, нитроцементованных по
термоциклическому режиму, на 10 % выше, чем образцов, прошедших
традиционную нитроцементацию. Все это, а также улучшение структуры
упрочненного слоя позволяют считать термоциклическую нитроцемента¬
цию наиболее прогрессивной ХТО.По усовершенствованной технологии термоциклической нитроцемента¬
ции (а. с. № 899713) нитроцементацию изделий, например из стали
12ХНЗА, ведут, термоциклируя их в интервале температур от 750—760
до 870—880 °С. При температурах выше 820 °С в печь подают углерод
и азотсодержащую среду, а ниже этой температуры — только азот¬
содержащую среду. Обработка по этому способу позволяет получить
нитроцементованные слои толщиной 1—2 мм, т. е. в 10—40 раз больше,
чем при изотермической нитроцементации (25—170 мкм). Время
термоциклической нитроцементации деталей около 10 ч, что в 2—3 раза
меньше времени изотермического режима [213].208
Таблица 6.7. Влияние режима нитроцементации на твердость и контактную
усталость сталей 20ХГНР (числитель) и 25ХГТ (знаменатель)ТОТвердость HRC,Число циклов до
появления износаТЦОИзотермическая, 880 °С
То же, 930 °С58—58/58—5961—62/57—5861—62/—107/408-104
1 899 450/1 610 738
2 524 500/—Термоциклическую нитроцементацию тяжелонагруженных зубчатых
колес из сталей 25ХГТ и 20ХГНР выполняли в печи СНЦА с эндотерми¬
ческой атмосферой, содержащей добавки пропан-бутановой смеси
и аммиака. Температуру в печи поддерживали постоянной (880 СС).
После нагрева детали перемещали в тамбур печи и охлаждали там
до температуры ниже фазового превращения. Потом деталь вновь
помещали в печь для нагрева. Такое термоциклирование осуществляли
в течение 6,5 ч [16]. Закалку проводили от верхней температуры
нитроцементации. Изотермическую нитроцементацию образцов и деталей
из тех же сталей вели при температурах 880 и 930 СС в течение 14 ч.
Для оценки влияния различных режимов нитроцементации на сопротив¬
ление упрочненных слоев контактно-усталостному разрушению прово¬
дили соответствующие испытания в режиме качения с 10 %-ным про¬
скальзыванием при напряжении 2800 МПа. Испытания соответствовали
условиям, фактически возникающим в ножке зубьев вблизи полюса
зацепления. База испытаний 107 циклов.Наибольшая работоспособность была у образцов, обработанных
в режиме термоциклической нитроцементации (табл. 6.7). Данные
таблицы свидетельствуют, что у стали 20ХГНР, обработанной по новой
технологии после испытаний 107 циклов, заметного износа не было
обнаружено. У стали 25ХГТ первые следы контактно-усталостного
разрушения появились через число циклов нагружений, в 2,5 раза
больше, чем после изотермической нитроцементации.Стендовые испытания зубчатых колес трактора ДТ-75 из стали 25ХГТ
подтвердили данные испытаний образцов и показали высокую эффектив¬
ность и экономичность технологии термоциклической нитроцементации.Повышение моторесурса гидрораспределителей с помощью термо¬
циклической нитроцементации золотников показано в работе [162].
Золотники, изготовленные из стали 20Х, подвергают термоциклической
нитроцементации. Такие золотники обладают более высокой износо¬
стойкостью и лучшей гидроплотностью в сопряжении чугунный корпус —
золотник, чем золотники, обработанные по стандартной технологии.
После наработки 34 ч утечка масла из гидрораспределителей, укомплек¬
тованных золотниками, прошедшими термоциклическую нитроцемента¬
цию, в 4 раза меньше, чем из гидрораспределителей с золотниками,
обработанными по стандартному режиму.Термоциклическая нитроцементация в газовой атмосфере эндо¬
термического газа с добавкой 5 % аммиака деталей из сталей 20Х,
18ХГТ и 20ХГНР в режиме 620 870 °С в течение 3 ч (шесть циклов)
показала 2-кратное увеличение глубины упрочненного слоя в сравнении
с изотермической обработкой при температуре 870 °С с такой же
длительностью [6].Заслуживает внимания процесс комплексного диффузионного
насыщения поверхности в режиме ТЦО [170]. Уплотнительные кольца14 В. Федюкин н др. 209
гидроусилителя коробки передач трактора Т-150К. из серого чугуна
обладали малой износостойкостью. В целях устранения этого недостатка
насыщение поверхности колец производили в стационарном (изотерми¬
ческом) и термоциклическом режимах. Детали помещали в смесь
порошков сормайта — 60 %, шамота — 34 %, хлористого аммония —
1 % и ферросилиция — 5 %. Изотермическая ХТО длилась 12,5 ч при
950±5°С. При ТЦО температуру изменяли в пределах 900^fc960oC
путем периодического включения и выключения печи. За время насыщения
было произведено 11 циклов. Экспериментально было установлено, что
при термоциклической ХТО глубина упрочненного слоя в 5—6 раз больше
при незначительном увеличении максимальной твердости поверхности,
чем при изотермической ХТО. По приближенной оценке авторов работы
[170], скорость диффузионных процессов в случае термоциклирования
увеличивается в 20—25 раз. Показано также, что многократная фазовая
перекристаллизация способствует более полному растворению легирую¬
щих элементов (углерода, кремния, хрома, марганца, никеля, молибдена)
в диффузионной зоне, что обеспечивает получение более плавной кривой
микротвердости и отсутствие на ней участка пониженной твердости.На Харьковском тракторном заводе им. С. Орджоникидзе были
проведены испытания, показавшие, что упрочненные термоциклической
ХТО уплотнительные кольца и сопряженные с ними детали имели более
высокие износостойкость и долговечность.Глава 7
РАЗРАБОТКА ПРОМЫШЛЕННОЙ ТЕХНОЛОГИИ
ТЦО ЗАГОТОВОК И ДЕТАЛЕЙ МАШИН7.1. ПЛАНИРОВАНИЕ ЭКСПЕРИМЕНТОВ
ПРИ РАЗРАБОТКЕ РЕЖИМОВ ТЦОЗадачи, стоящие перед ТЦО, разноплановы. Стали и другие сплавы,
подвергаемые ТЦО, существенно отличаются по химическому составу
и физике процессов упрочнения. Разнообразны способы нагревов и
охлаждений. Все это усложняет предварительную отработку технологиче¬
ского процесса ТЦО деталей. В целях ускорения и обеспечения достаточно
высокой степени достоверности получаемого результата при разработке
режимов ТЦО целесообразно использовать метод планирования
экспериментов. В каждом конкретном случае ставится задача достижения
определенного уровня тех или иных свойств, например наибольшей
ударной вязкости или наибольшей прочности при заданном значении
характеристик пластичности. Как показано в предыдущих главах,
формирование свойств и структуры сплавов при ТЦО определяется
выбранными режимами. Исследование влияния отдельных параметров
обработки дает необходимые сведения для дальнейшей оптимизации
процесса в целом. При этом определено, что механические свойства
сплавов существенно зависят от таких параметров режима ТЦО, как
скорости нагревов и охлаждений, максимальная и минимальная
температуры в циклах, число циклов и др. Кроме того, такие стандартные210
режимы окончательной обработки, как отпуск, искусственное старение
и др., не могут быть использованы без изменений в качестве оптимальных
режимов, так как структура металла после ТЦО во многом отличается
от структуры металла после обычной ТО, например закалки или
нормализации. Поэтому к факторам оптимизации ТЦО необходимо
отнести и параметры завершающей обработки.- Учитывая возможность
сложного взаимодействия, взаимосвязи параметров ТЦО между собой,
для оптимизации режимов ТО применяют метод планирования экспери¬
ментов [1], который позволяет получать необходимую информацию0 процессе и при этом свести до минимума число опытов.Математической моделью исследуемого процесса является функция
отклика следующего вида:y=f (*ь х2, *з, •••),где у — параметр оптимизации (функция отклика); xlt х2, х3,...— факторы
системы.Наиболее эффективным методом планирования экспериментов
признано планирование, предусматривающее применение дробных
реплик от полного факторного эксперимента при варьировании факторов
на двух уровнях, т. е. планирование типа 2*—". Такая схема позволяет
в несколько раз сократить число необходимых опытов по сравнению
с полным факторным экспериментом типа 2*.В целях обеспечения возможности оценки коэффициентов регрессии
для парных взаимодействий при разработке режимов было выбрано
в основном планирование 24 1, а также 25-2, представляющих '/г и 1 /4
реплики от полного факторного эксперимента 24 и 25 соответственно.
Из всей совокупности факторов, оказывающих влияние на свойства,
например, алюминиевых сплавов, независимыми переменными, как
правило, являются следующие: х\ — число циклов; х2 — минимальная
температура в циклах; хз — температура искусственного старения;
х4 — время старения.Остальные параметры поддерживаются на постоянном уровне.
Факторы оптимизации выбирали на основании результатов предваритель¬
ных исследований по влиянию каждого из них в отдельности. Так,
было обнаружено, что увеличение скоростей нагревов и охлаждений
свыше определенной скорости для многих алюминиевых сплавов
практически не имеет существенного значения. Например, для
алюминиевого сплава АЛ9 термоциклирование со скоростями более1 — 1,5°С/с не улучшает свойств. Поэтому при проведении оптимизации
режима ТЦО скорости нагревов и охлаждений и максимальную
температуру поддерживали постоянной. Выбор максимальной темпера¬
туры для каждого конкретного случая обусловливался имеющейся
информацией о влиянии температуры нагрева под закалку на свойства
исследуемого сплава [104, 168], а также результатами предварительных
опытов. Для всех алюминиевых сплавов максимальная температура
в циклах была ниже на 30—50° температуры плавления неравновесных
структурных составляющих сплава.Матрицы планирования задавали генерирующими соотношениями:
для планирования типа 24-1 х4 = х\х2х3, а для планирования 25-2
*4 = a;i*2*3 и х$ = х^х2. Парные взаимодействия при этом считались
несущественными. В табл. 7.1 в качестве примера показано планирование
экспериментов 25-2 для порошкового алюминиевого сплава САС-1.
При этом факторами в матрице планирования являются: х\ — число14*211
Таблица 7.1. Уровни факторов и интервалы варьирования для сплава САС-1Уровень аргументаЧислоцикловТемпература в цик¬
лах, °ССкоростлахь в цик-°/смакси¬мальнаямини¬мальнаянагреваохлаж¬денияОсновной (х = 0)104903400,70,6Верхний (х,= + 1)145203700,90,9Нижний (х,= —1)64603100,50,3Интервал варьирования (Адс,-)430300,20,3циклов; *2 и *з — соответственно максимальная и минимальная
температуры в циклах; х4 и — соответственно средние скорости
нагревов и охлаждений. Такой выбор факторов связан с имеющимися
сведениями о значительном вкладе каждого из них в формирование
свойств данного сплава.Чтобы исключить влияние систематических ошибок, вызванных
внешними условиями, перед началом эксперимента выполняется рандо¬
мизация опытов, запланированных матрицей, с помощью таблицы
случайных чисел [1]. В матрице планирования обычно предполагается
каждое значение параметра оптимизации определять по трем параллель¬
ным опытам. Присвоив параллельным опытам номера с 9 по 24, получаем
последовательность реализации опытов: 24, 19,4,9,5, 7,21,8, 10, 15, 2, 23,
12, 14, 13, 16, 22, 1, 20, 3, 17, 6, 11, 18. В табл. 7.2 приведены матрица
планирования и результаты экспериментов.Таблица 7.2. Матрица планирования и результаты экспериментов для сплаваСАС-1НомеропытаКодовое обозначениеХо*2*3*4*5*1*3*2*3У (а»),
МПа1++++++++2392+++——+—-2273++——+——+2374+————+++2535+—++———+2336+—-+++—-2697+—+—+—+—2308++-+-—+—237В212240,6— 5,63— 8,38+ 3,66+ 3,16+ 6,38-0,88— 0,13
Обработку результатов, построение модели и проверку ее адекватности
опытным данным проводили по стандартным формулам планирования [ 1 ].
Коэффициенты регрессии В при Х\Хз и Х2Х3 относительно малы и поэтому
являются статистически незначимыми. С учетом этого уравнения регрес¬
сии для сплава САС-1 имеет виду = 240,6 — 5,63х | — 8,38*2 + 3,88хз + 3,1 Зх4 + 6,38xs.Полученное уравнение симметрично относительно коэффициентов
регрессии, так как значения коэффициентов различаются несущественно.
Поэтому для достижения оптимума использовали метод «крутого
восхождения», который является наиболее эффективным в случае
симметричной функции.Последующие опыты проводили уже с учетом знака и значения
коэффициентов регрессии каждого параметра. Шаг изменения от
основного уровня х принимался следующим: Дх| = — 1, Дхг =—15,
Дхз = +7, Лх4= -+- 0,04, Дх5 = 0,12. В таком случае значения факторов
и результаты соответствующих опытов приведены ниже.Опыт:Х|х2Хз*4ХъУ (°в),
МПа9 .94753470,710,7230010 .84603540,750,843051174453610,790,962931264303680,831,08290Результаты планирования опытов и эксперименты показали, что
условия опыта 10 являются оптимальными для сплава САС-1. Так же
были оптимизированы режимы ТЦО и других алюминиевых сплавов.Для стали 40Х в целях достижения наибольших значений ударной
вязкости и интегрального показателя вязкости Ки проводили планиро¬
вание эксперимента по отработке режима ТЦО в виде полного факторного
эксперимента (ПФЭ) типа 24. Варьировали четыре параметра: х\ — ско¬
рость нагрева; х2 — температуру нагрева; хз — температуру охлаждения;
Ха — число циклов. Для повышения точности контрольные эксперименты
были проведены многократно. Средний уровень значений выбранных
факторов н интервалы варьирования назначали на основе предшествую¬
щего опыта ТЦО этой илн аналогичной стали (табл. 7.3).По результатам 16 экспериментов матрицы ПФЭ и проверки
условия однородности дисперсий по критерию Кохрена были рассчитаны
коэффициенты регрессивного уравнения для ударной вязкостиТаблица 7.3. Параметры оптимизации ТЦО стали 40ХФакторУровеньИнтервалнижнийосновнойверхнийварьированияСкорость нагрева (Х|),
°С/мин50150250100Температура нагрева (хг),
°С80083086030Температура охлаждения(хз), °С61064067030Оптимальное число циклов58113(*4)213
y<= 124,15 + 21,95xi+2,6 х2 —44,28 х3+ 11,18 х4 — 28,38 X]X2 + 5,43 Х\Х3 —— 3,812 X|X4 — 20,95 х2х3 — 15,89 JC|JC2 — 11,76 х3х4 —11,37 х\х2х3 ++ 10 Х1Х3Х4 +9,37 Х1Х2Х4+ 10,91 XiXiXi— 10,35 Х]Х2ХзХ4.Проверка значимости коэффициентов регрессии по критерию
Стьюдента при 5 %-ном уровне показала, что все коэффициенты
являются значимыми, так как модуль каждого коэффициента превышает
его доверительный интервал значений (ошибка в определении много
меньше искомой величины). Анализ уравнения регрессии приводит
к тому, что если скорость нагрева изделия оказывается меньше
основного уровня на 50°/мин, то и температура нагревов должна
быть снижена, а число циклов при этом может равняться 5—6 вместо 8.После определения технологических параметров контрольного
режима ТЦО и последующих механических испытаний образцов,
вырезанных из детали, экспериментатор может (в случае совпадения
ожидаемого и полученного результатов) назначить этот режим для
внедрения или же провести повторную оптимизацию с учетом данных
контрольного эксперимента. Так, с меньшим числом экспериментов
отрабатывают режим ТЦО для реальных условий и требований
производства.В работе по оптимизации режимов ТЦО возможно использование
мини-ЭВМ с выводом результатов расчетов на печатающее устройство.
В этом случае результаты анализа регрессивных уравнений для
<Ь, <Jo,2, б, i|), KCU, Гко изображаются в виде сечений поверхностей
откликов интересующих свойств стали или сплава при, например,
минимальном числе циклов. Имея эти графики, можно определить
максимальное значение данного свойства в зависимости от основных
параметров ТЦО: числа циклов, температур и скоростей нагревов
и охлаждений.Работа по оптимизации режимов ТЦО предшествует внедрению
технологии ТЦО в производство. В тех случаях, когда оптимизацию
не проводят, получаемые свойства деталей могут быть вполне удовле¬
творительными, но не наилучшими. Простой перенос результатов
исследований режима ТЦО в производственные условия может
оказаться и неосуществимым. Однако оптимизация режима с учетом
реальных возможностей производства (например, скоростей и температур
нагревов) делает результаты, получаемые в лабораторных условиях,
достижимыми практически всегда.7.2. ТЕРМОДИНАМИЧЕСКИЙ РАСЧЕТ
ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ ТЦО ИЗДЕЛИЙОбычно в процессе исследования вначале находят температурно-времен¬
ной режим ТЦО того или иного сплава. Этот режим обеспечивает задан¬
ные свойства на относительно небольших заготовках в условиях лабора¬
торных экспериментов,- При осуществлении ТЦО реальных деталей в
условиях производства всегда желательно заранее знать, хотя бы при¬
ближенно, с какой скоростью будет идти нагрев изделия до нужной тем¬
пературы, каков при этом будет перепад температуры между поверхно¬
стью и сердцевиной, какой будет длительность всего процесса ТЦО. При
печном нагреве, например, скорость нагрева, которую можно определить
расчетным путем, зависит от температуры печи. Для предварительного214
(теоретического) прогнозирования основных технологических парамет¬
ров ТЦО применяют метод, основанный на решении краевых задач теп¬
лопроводности. В результате решения этих задач можно вычислить тем¬
пературу практически любой точки в контролируемом сечении при раз¬
личных режимах нагрева и охлаждения. Этот метод можно применять
также для определения разности температур на поверхности и оси цилинд¬
рической детали; для определения выдержки при различных размерах
детали и заданных значениях температуры печи; для определения глубины
термоциклированного слоя и т. д.Теоретический метод позволяет учесть многие параметры термической
обработки: скорость нагрева, диаметр изделия, выдержку, динамику
изменения температуры на различных расстояниях от поверхности.
Эмпирический способ не в состоянии учесть изменение всех параметров,
что на практике приводит к значительному удлинению циклов, существен¬
ным погрешностям в прогнозировании механических свойств, перерасходу
энергии.Рассмотрим примеры решения некоторых типовых задач, необходимых
для определения режимов ТЦО.Нагрев неограниченного цилиндра. Формулировка задачи: неограни¬
ченный цилиндр радиусом R при некотором заданном радиальном
распределении температуры 7о=const нагревается в печи, в которой
поддерживается постоянная температура Тс. Требуется найти радиальное
распределение температуры в любой момент времени.Математическая постановка задачи исходит из уравнения тепло¬
проводностидТ(г, т) _ Г^ П/'./г) ,_}_дТ(г'т) I _ (7.1)+j_ Т>1,
дх |_ дг2 г дг Jгде т> 0, 0<r<R.Граничные условия:Т (г, 0) = Г0; -JmiL+f-O; 0; Г (0, т)Ф 0.и дг к дгЗдесь Г — температура; т — время нагрева; R — радиус цилиндра;
у — расстояние от оси цилиндра; а — коэффициент температуропровод¬
ности; k = f(T) — коэффициент теплопроводности; q — тепловой поток,
воспринимаемый поверхностью детали.Для численного интегрирования параболического уравнения (7.1)
применим разностную схему Дюфорта — Франкела. В результате полу¬
чим следующую сеточную задачу:ту *+ I— Ti.k- I 1 1X[г,+ 0.5-^21 =а7ТТх
+ 1. а” ^,5 (Tiik+ | + Tif ,) 0,5 (7^ ft+ , + Tit A_ j)ri- 0,5"при (7.2)^ S — 1 ft — T N k QTi 0=7'0; /=0, 1, 2, N\ *=1, 2, 3, ’*■ ^+JL=0,’ ft Aгде l и ft — шаги сетки соответственно вдоль оси детали и радиуса.Эта схема остается явной относительно 7",, *+i и является абсолютно
устойчивой при любых I и Н.215
Чисто алгебраическая задача (7.2) является приближением к
дифференциальной задаче (7.1).Охлаждение неограниченного цилиндра. Формулировка задачи:
неограниченный цилиндр радиусом R при заданном радиальном распре¬
делении температуры Т (г, 0)=f(r) остывает на воздухе при нормаль¬
ной температуре (20°С). Требуется найти радиальное распределение
температуры в любой момент времени.Математическая постановка задачи: дифференциальное уравнение
(7.1) решаем при следующих краевых условиях:T{r,0)=f{ry, ^+f=0; ^£^=0.Уравнение теплопроводности в этом случае можно записать в виде
дТ 1 д ( дТ\Аппроксимируя уравнение (7.3) разностной схемой Дюфорта —
Франкела и принимая во внимание начальные и граничные условия,
получим следующую сеточную задачу:Ti, *+1 =A,Ti+ + |р * + CTjt *_ |, (7.4)гдеAl = Dll±^. в,= Р —-0'5 ; с=^-2-а/ • D 2а/Л2 + 2а/ Л2+2а/<= 1, 2, 3 Nr, k = 3, 4, 5, ... .Граничные условия:h.-T.-Xrh Т"*\ Г"'‘+4-0.(=1, 2, 3 /V; k= 1, 2, 3, ...; k'=2, 3, 4 Алгебраическая задача (7.4) является приближением к дифферен¬
циальной задаче (7.3).Программы для решения сформулированных задач составлены на
языке АЛГОЛ и решены на БЭСМ-4М. Результаты, полученные при
решении задач, могут быть представлены в виде графиков, номограмм
и таблиц и позволят еще до экспериментов оценить значения техно¬
логических параметров ТЦО.Так, результаты исследования влияния параметра цилиндрической
детали и температуры печи иа радиальное распределение температуры
при достижении на поверхности детали температуры 760 °С показывают,
что чем выше температура в печи, тем больше разность температур
на поверхности и оси детали. С увеличением диаметра детали разность
температур на поверхности и оси детали также возрастет. Некоторые
данные расчета приведены в табл. 7.4.Если цилиндрическую деталь нагревать от 20 °С до тех пор, пока
температура на оси детали достигнет 760 °С, то получим данные,
показывающие распределение температуры вдоль радиуса при различных
диаметрах детали и различной температуре печи. С повышением
температуры печи и увеличением размеров детали неравномерность
нагрева возрастает, однако эта неравномерность меньше, чем при усло-216
Таблица 7.4. Разность температур Таблица 7.5. Разность температур
при нагреве поверхности цилиндрнче- в центральной части цилиндрической
ской детали до 760° С детали при ее нагреве 760° СТемпература
в печи, °СДиаметр детали, ммТемпера¬
тура в пе¬
чи, °СДиаметр детали,мм10060011020060090026,216290023,44286110081,4442110077,81422651300160,66751300172319324виях нагрева до 760 °С на поверхности изделия (табл. 7.5). Расчеты
показывают, что для нагрева детали диаметром 100 мм от 600 до 760 °С
на поверхности потребуется 28 мин при температуре печи 900 °С; для
достижения той же температуры на поверхности, но при температуре
печи 1300 °С потребуется всего лишь 10,2 мин. Для достижения на оси
детали 760 °С потребуется 191,6 мин при температуре печи 900 °С и
88,2 мин при температуре печи 1300°С. В табл. 7.6 приведены наиболее
характерные данные для расчета длительности выдержки в печи для
нагрева при ТЦО детали.При ускоренных печных нагревах крупногабаритных деталей
возникает не очень большая разность температур между поверхностью
и сердцевиной детали, и это временное отставание температуры в центре
изделия быстро ликвидируется при незначительном перегреве поверх¬
ности. Данные расчетов хорошо согласуются с экспериментом.Таким образом, разработанная методика расчета температурных
полей по сечению цилиндрических деталей в зависимости от диаметра
детали и температуры печи дает возможность быстро назначить
рациональный режим нагрева и охлаждения таких деталей при ТЦО.
Возможны прогнозирование и расчет следующих данных, необходимых
для проведения технологического процесса: глубины термоциклирован-
ного слоя; времени нагрева, охлаждения и выдержки детали при
заданной температуре; разности температур на поверхности детали
и ее оси; распределения температуры вдоль радиуса детали и т. д.Рассмотрим решения второго типа задач .Пусть плоская массивная пластина толщиной h с начальной темпе¬
ратурой То нагревается в камерной печи, предварительно нагретой доТаблица 7.6. Время нагрева цилиндрической детали до 760 °С в печи с различ¬
ной температурой, минДиаметр детали, ммТемпература в110200600печи, °СНагревот 20 °Сот 600 °Сот 20 °Сот 600 °Сот 20 °Сот 600 °С900 31,7/33,2 7/8,6 62/69 13/19 176/240 25/86
1100 14,5/16 2,1/3,7 27/33 3/8,9 64/123 20/461300 7,6/9 0,7/2,2 13,4/19,2 0,8/5,7 24,3/78 15/33Примечание. Числитель — время нагрева поверхности, знаменатель — вблизи серд¬
цевины детали.1 Работа выполнена и написана совместно с М. С. Кенисом.217
некоторой температуры Г, и в которой используется нагревающее
устройство мощностью Q, Очевидно, что содержащийся в печи воздух
также нагрет, но до температуры Г». После загрузки в печь температура
заготовки начнет расти, а температура печи и воздуха вначале
снизится, а затем снова будет расти. Снижение и темп роста зависят
от соотношения масс печи и нагреваемых заготовок, а также от мощности
нагревателей. Если заготовка помещена на поддоне печи, то ее нагрев
будет осуществляться индукцией от пода, конвенцией от воздуха и излу¬
чением от печи. Таким образом, нагрев происходит при смешанных
граничных условиях.После определенной выдержки в течение т* изделие подвергается
охлаждению в течение т2 в среде с некоторой температурой Те, причем
коэффициент теплообмена Н зависит от температуры поверхности
заготовки. Математическая постановка задачи для заготовки при нагре¬
ве приведена ииже.Уравнение теплопроводности имеет видд\:тдТ 1 д{суТ) 7 m—^{П (7'5)
где с — удельная теплоемкость; у— плотность теплового потока; <?ф—
теплота фазовых переходов, выделяемая единицей объема стали.Граничные условия:_ X 4^- я, (Г) (Гпеч - Г) при *= 0; (7.6)охxJ?L= н (Тс — Т)+ о0Т*еч — в0Т* при x=h, (7.7)где 0о — коэффициент излучения тепловой энергии.Полученное решение было применено для конкретной практической
задачи нагрева при ТЦО массивной пластины размерами 6X2,5X0,088 м
из стали 20 в печи, нагретой до 1050 °С.На рис. 7.1 представлены результаты численного расчета температур
печи Г„ец, воздуха Т, и заготовки Т и данные экспериментальных изме¬
рений Пе„ Г». Из представленных данных видно, что выбранная расчетная
модель достаточно корректно описывает реальную кинетику нагрева изде¬
лия. Расхождение вдоль кривой
т т нагрева не превышает 50 °С, а мо¬менты достижения максимальной
температуры согласуются хорошо.
Согласование хода изменения тем¬
пературы печи с эксперименталь¬
ными данными несколько хуже,
что связано с отсутствием точной
информации об изменении мощ¬
ности нагревателя в процессе
эксперимента. Таким образом, в
целом согласование расчетных и
экспериментальных данных хорошее.Рис, 7.1. Характер изменения температур
печи fw, воздуха Г» в печи и заготовки Т
при нагреве холодной заготовки218
Т-10'?°СРис. 7.2. Характер изменения
температуры во времени в от¬
дельных точках сечения:/ — поверхность; 2— 13,2* 10-3 м;
3 — центрТ-Ю~?°слАг /зк\\Л\V5744 22 0 22 44Н.ммРис. 7.3. Распределение темпе¬
ратуры по глубине заготовки
толщиной Л при закалке. Кривые
/, 2—7 относятся к моментам
времени 2,5; 15; 50; 90; 150;250; 500 с соответственноХарактер изменения температуры изделий толщиной h ==0,088 м при
охлаждении в баке с водой с высокой интенсивностью охлаждения
на обоих поверхностях представлен на рис. 7.2 и 7.3. На рис. 7.2 при¬
ведены кривые распределения температуры по толщине пластины
в различные моменты времени после начала закалки. Из этих данных
видно, что примерно до 25 с остывают поверхностные слои и глубина зоны
охлаждения увеличивается со временем. При этом растет градиент
температур между поверхностью и сердцевиной. Затем начинается
снижение температуры сердцевины и уменьшение градиента (кривая 3).Кинетика изменения температуры во времени для поверхности, центра
и слоя, находящегося на глубине 13,2 мм, представлена на рис. 7.3.
Из этих данных видно, что сначала скорости охлаждения слоев резко
различаются, а затем (приблизительно после 300 с) происходит их
выравнивание. При наличии термокинетических диаграмм распада
аустенита можно с помощью этих кривых предсказать распределение
структур по объему материала.7.3. ТЦО СВАРНЫХ ШВОВ
И ВОССТАНОВЛЕННЫХ ДЕТАЛЕЙИзвестно, что высокотемпературное локальное воздействие при сварке
приводит к возникновению нежелательных крупнозернистых структур,
деформационного охрупчивания, остаточных напряжений и неравномер¬
ной прочности металла по зонам сварного соединения. Устранение
таких недостатков требует проведения ТО. Однако и она не устраняет
полностью неоднородности сварных соединений. Так, при нормализации
сказывается структурная наследственность сталей и поэтому не столь
эффективно измельчаются зерна, как это необходимо для обеспечения
значительного повышения ударной вязкости, пластичности и других
свойств. При отпуске перекристаллизации стали не происходит, зерна
не измельчаются, запас пластичности остается низким.219
В целях резкого повышения пластичности и ударной вязкости
сварных швов и зон термического влияния сварки целесообразно
использовать ТЦО по режиму, оптимальному для данной свариваемой
стали и материала электрода. Применительно к сварным изделиям
ТЦО осуществима с помощью печного нагрева всего изделия или нагрева
сварного шва и зон термического влияния сварки горелками или
индукторами ТВЧ. Большой практический интерес представляет ТЦО
с местными нагревами — нагревами только зон сварки. В таком случае
практически любое по размерам и конфигурации изделие может быть
термически обработано без специального оборудования по месту сборки
(сварки). Это возможно потому, что для ТЦО не требуется выдержки
при постоянной температуре. Первоначально исследовали влияние
разработанной ТЦО на механические свойства сварных соединений
листовых сталей ВСтЗ, 40 и 40Х [225]. Стальные листы толщиной 20 мм
сваривали электродами Э41 и АНС-5 встык ручной электродуговой
сваркой. ТЦО печным нагревом осуществляли путем садки исследуемых
образцов в печь, нагретую до 900 °С, а образцы нагревали до 760—780 °С.
ТЦО проводилась с помощью местного нагрева сварного шва и зон
термического влияния кислородно-ацетиленовой горелкой с непрерывным
возвратно-поступательным перемещением ее вдоль шва со скоростью 1,2—1,4 м/мин. Контроль температуры нагрева и охлаждения производили
с помощью термопар. Необходимое число циклов определяли по
изменению ударной вязкости — одной из наиболее структурно-чувстви¬
тельных характеристик механических свойств. Режимы ТЦО сварных
образцов сталей, оптимизированные только по ударной вязкости,
приведены в табл. 7.7. Для оценки структурного состояния сварных швов
и зон термического влияния находили зависимость фона внутреннего
трения от числа циклов (рис. 7.4) [101]. Связь ударной вязкости с фоном
внутреннего трения обратно пропорциональная: чем выше ударная
вязкость, тем меньше фон. Таким образом, определив неразрушающим
„способом (Зф-1, можно найти а„ в готовом изделии после различных ТО
сварных швов (рис. 7.5).Таблица 7.7. Режимы ТЦО сварных соединенийМаркасталиСпособнагреваГк.гр, °СИнагр, °С/МИНГо,л.°СИолл, °С/МИНЧислоцикловВСтЗОбщийМестный780 + 5
780+10250 ± 10
350 ±20500 --20200 ±20440ОбщийМестный800 ±5
800± 10250+10
450 ±20550--20200 ±20623ГОбщийМестный835 ±5
835+10250 ±10
350 ±20500--20200 ±20540ХОбщийМестный810 + 5
810+10200 ± 10
250± 10600--20125 ±20822КОбщийМестный820 ±10
820+10250 ± 10
350 ±20600--20200 ±205220
Рис. 7.4. Зависимость фона внутреннего Рис. 7.5. Взаимосвязь ударной вязкоститрения (?ф ' сварного соединения из стали н фона внутреннего трения <2ф
ВСтЗ от числа циклов п: ф и О — шови зона термического влияния после общей — шов; зона термиче-ТЦО; Аид— шов и зона термического ского влияния; 1,2— сталь ВСтЗ; 3, 4 —влияния после местной ТЦО сталь 40; 5, 6 — сталь 40Х; 7, 8 — сталь23ГТаблица 7.8. Механические свойства сварных соединенийXчCQн-иТОа.ОтбОнзг. МПакси.Xа.<0£МПа°/'оДж/см2Исходное состоя¬
ние4623625,21094265ВСтЗОтпуск (600 °С)433354611,292468ТЦО в печи58341612,830,81124124» горелкой5423921227,41033102Исходное состоя¬
ние5624069,817,612434240Отпуск (600 °С)58241210,221,4124846ТЦО в печи67249114,342,31463111» горелкой60547613,539,81382108Исходное состоя¬
ние68649910,226,21368564 ОХОтпуск (600 °С)69150210,828137678ТЦО в печи76259318,358,41524172» горелкой72157316,456,2146316822 КНормализация45629536,873,5 35ТЦО в печи5223772877,2—84221
Кроме того, измерение величины Q$' позволяет оценить устой¬
чивость технологических процессов сваркн и последующей ТО. Установ¬
лено, что после ТЦО значения Q<jT' для различных участков шва н основ¬
ного металла отличаются незначительно. Это свидетельствует о равно¬
мерном распределеннн механических свойств и о структурной стабили¬
зации зон термического влияния (табл. 7.8).Переводя дефектную структуру в гомогенную и измельчая зерна,
ТЦО значительно снижает внутренние напряжения и способствует сни¬
жению уровня концентрации водорода в зоне сварного соединения —
основного потенциального источника зарождения холодных трещин.
Все это снижает температуру перехода стали в хрупкое состояние, по¬
вышает вязкость разрушения. Так, данные по изменению критической
температуры хладноломкости сварных соединений сталей 40Х и 22К
приведены в табл. 7.9.Влияние любой ТО на сопротивление многоцикловой усталости ме¬
таллов определяют в основном двумя факторами: уменьшением оста¬
точных напряжений растяжения, повышающих усталостную прочность,
и разупрочнением металла разных зон соединения, приводящим к ее
снижению. Поскольку ТЦО практически исключает влияние второго фак¬
тора, то для большинства конструкций, изготовленных из наиболее рас¬
пространенных сталей, действие первого фактора становится домини¬
рующим.Зона сплавления в сварном соединении наиболее опасна с точки
зрения возникновения зародышевых усталостных повреждений, так как
после ТЦО эта зона структурно менее выражена, пластичность и ударная
вязкость металла выше, а поле остаточных напряжений перераспреде¬
лено и более однородно, что ведет к повышению усталостной прочности
сварных соединений. Так, ограниченная долговечность, полученная на
базе 7-106 циклов нагружений сварных образцов стали ВСтЗ, возрастает
после ТЦО от 110—120 до 160—170 МПа (рис. 7.6). Усталостные ис¬
пытания стали 40Х после норма-е,Шалнзацни и ТЦО показали, что дол¬
говечность сварных образцов, под¬
вергнутых ТЦО, выше (рис. 7.7).
Исследования проводили на много-
и малоцикловую усталость сварных
соединений. Многоцикловая уста¬
лостная прочность <j_i характери¬
зует допустимые рабочие напря-Таблица 7.9. Критическая темпе¬
ратура хладноломкостиРис. 7.6. Сопротивление усталости сварных
образцов из стали ВСтЗ:/ — после общей ТЦО; 2 — после мест¬
ной ТЦО; 3 — в исходном состоянииКритическаяМаркаТОтемпературасталихладнолом¬
кости Тьо, °С40ХНормализация-5ТЦО-50Нормализация
<2-214 Тц0-10-70222
Рис. 7.7 Сопротивление усталости
сварных соединений нз стали 40Х
в исходном состоянии (/) и после
общей ТЦО (2)жения в сварных деталях машин
и конструкциях, работающих
в условиях знакопеременных
нагрузок, а милоцикловая уста¬
лостная прочность а^ц00 — по¬
казывает способность изделий
выдерживать кратковременные
периодические перегрузки (на¬
пряжения, близкие к пределу текучести). Показатели a_i и a|j°00 выше
после ТЦО в сравнении с нормализованными образцами из сварных
заготовок. Так, у сварных соединений из стали 40Х после нормализации
a_i=120 МПа, после ТЦО о_i = 150 МПа. Сопротивление малоцикло¬
вой усталости при нагружениях растяжениями в этом случае увеличи¬
валось от 380 до 450 МПа.Рентгеноструктурный анализ сварных соединений показал, что ТЦО
приводит к уменьшению плотности дислокаций вследствие измельчения
зерен и миграции дислокаций при многократных фазовых превращениях
в энергетически более выгодные зоны (на границы зерен), где проис¬
ходит их аннигиляция. Несмотря на уменьшение числа дислокаций у
границ зерен, их общая плотность сохраняется достаточно высокой.
Очевидно, что основным механизмом, обусловливающим изменение ком¬
плекса физико-механических свойств сварных соединений, является
дислокационный. Это подтверждается при качественной оценке влия¬
ния ТЦО на структурные превращения в сварных соединениях методом
внутреннего трения [101], электронной микроскопией и фрактографи-
ческим анализом [213].Приведенные данные позволяют считать ТЦО перспективной и эко¬
номичной с позиций повышения качества, надежности и долговечно¬
сти сварных конструкций и деталей машин, изготовленных из металли¬
ческих материалов. В настоящее время этот вывод неоднократно под¬
твержден многими исследователями.Так, в работе [202] показано применение ТЦО с последующим ста¬
рением для сварных соединений из мартенситно-стареющей стали
ВНС-17, полученных методов автоматической сварки в среде аргона с
использованием сварочных электродов химического состава, аналогич¬
ного основному металлу. Сталь ВНС-17, применяемая для изготовления
сосудов высокого давления, после сварки в закаленном (мягком) состоя¬
нии обычно проходит следующую упрочняющую ТО: гомогенизацию
при 1100 °С с выдержкой 1 ч, закалку от 850 °С с выдержкой 30 мин
и старение при 540 °С длительностью 30 мин. Эта ТО длительна и не
всегда удовлетворяет требованиям к получению наилучших свойств.
Режим ТЦО, разработанный ранее для ВНС-17, не дает наилучших
свойств сварного соединения — влияет наследственность литой струк¬
туры. Поэтому был найден оптимальный режим ТЦО для сварных швов:
максимальная температура нагрева при ТЦО 1080°С; минимальная
температура цикла 50—80 °С; выдержка при максимальной температу¬
ре 2—3 мин; число циклов 4; скорость нагрева 60 °С/мин; температура
старения 480±5 °С; время старения 75 мин. В результате ТЦО и старе-223
Т а б л и ц а 7.10. Механические свойства стали 10ГН2МФАТОо»ОтбKCU, Дж/см2МПаО+ 20 °С-20 °С-40 °СПосле ЭШС
без ТО
ТЦО:4204038,312,9752612перед ЭШС41738216,038,61584224после »42138230,789,1———ния были получены такие характеристики механических свойств:Металл: ств, МПа KCU, Дж/см2Направленный 1450—1470 120—140Основной 1600—1620 130—140Эти характеристики механических свойств выше, чем после традицион¬
ной ТО.Заслуживают особого внимания исследования, посвященные разра¬
ботке режимов ТЦО для малоуглеродистых легированных сталей, при¬
меняемых в энергомашиностроении, и в частности в атомном. Для полу¬
чения строго регламентированного химического состава шва сварку
крупногабаритных изделий для атомных электростанций ведут по элек-
трошлаковой технологии. Но электрошлаковая сварка (ЭШС) сильно
увеличивает размеры зерен в шве и околошовной зоне, чем снижает
пластичность, ударную вязкость и критическую температуру. А именно
эти свойства должны быть наилучшими. Поэтому в НПО ЦНИИТмаш
разработана соответствующая технология ТЦО сварных соединений из
теплоустойчивой стали 10ГН2МФЛ [45]. Впоследствии было установ¬
лено положительное влияние ТЦО перед ЭШС на механические свой¬
ства сварных соединений из стали 10ГН2МФА [237]. Режим ТЦО со¬
стоял из двух нагревов (765 и 965 °С) и охлаждений (500 и 20 °С) на
воздухе. Результаты этой работы приведены в табл. 7.10.Аналогичные исследования, выполненные в ПО «Ижорский завод»
на образцах, изготовленных из сталей 15Х2МФА и 22К (электроды
48НЗ) [60], подтвердили высокую эффективность ТЦО. Изучали влия¬
ние ТЦО на свариваемость этих сталей. Сталь 10ГН2МФА несколько
больше склонна к трещинообразованию при сварке. Поэтому сварку
ведут в подогретом до 250 °С состоянии, что резко усложняет выполнение
сварочных работ. Авторы работы [45] предположили, что положитель¬
ное влияние ТЦО на сталь в исходном состоянии позволит снизить
температуру подогрева или исключить его. Для сварки брали сталь в
исходном состоянии и после ТЦО. Опыты показали, что сталь, пред¬
варительно подвергнутая ТЦО, после сварки без подогрева дефектов в
виде трещин не имела. На всех других образцах были обнаружены тре¬
щины длиной от 20 до 100 % протяженности сварного шва, причем боль¬
шинство трещин, начинаясь внутри шва, выходили на поверхность ва¬
лика. Далее изучали влияние окончательной ТЦО на структуру и свой¬
ства сварных соединений. В результате исследования авторы разрабо¬
тали способ изготовления сварных соединений из сталей (а. с. № 806324),
включающий ТЦО до и после сварки по режиму: 3-кратный нагрев до
точки АС1 + (50-=- 100 °С) с последующим охлаждением до 500—550 °С,224
Таблица 7.11. Механические свойства сварных соединений стали 22КгШТО7"нсп, С; Он■ От6Ч>KCU,Дж/см2МПа/оОтпуск9П46229630,763,036ТЦО57140224,370,068Отпуск27042524025,860,2ТЦО52339321,868,3а на последней стадии — до 20 °С на воздухе. Результаты такой ТО при
получении сварных соединений стали 22К-Ш приведены в табл. 7.11.
Влияние ТЦО на свойства сварных соединений определяли в сопостав¬
лении со свойствами, полученными в результате отпуска до и после
сварки.В работе [184] получены результаты, показывающие, что ТЦО улуч¬
шает структуру и свойства сварных соединений ферритной стали 16Х-ВИ,
а также биметаллических материалов сталь—бронза, сталь—износо¬
стойкие чугуны, сталь—медь, сталь ЭИ847 — низкоуглеродистое железо
и т. д.Существует большая группа сварных изделий—сварной режущий
инструмент. В работе [227] изучено влияние ТЦО на структуру и меха¬
нические свойства сварных швов заготовок инструмента. Для экономии
дорогостоящих быстрорежущих сталей режущий инструмент обычно из¬
готавливают, предварительно сваривая заготовки из быстрорежущих
сталей, например Р6М5, и конструкционных (углеродистых и низко¬
легированных). Быстрорежущая часть заготовки предназначена для ра¬
бочей (режущей) зоны инструмента, конструкционная, например из
стали 45,— для хвостовиков сверл, фрез, метчиков и т. д. Сварку ста¬
лей производят двумя наиболее распространенными способами: тре¬
нием и электроконтактным оплавлением. Сварной шов в месте соеди¬
нения быстрорежущих и конструкционных сталей характеризуется
большой твердостью (до 63—65 HRC3), хрупкостью и практически
не обрабатывается резанием. Большая твердость шва обусловлена за¬
калкой поверхностных слоев при охлаждении на воздухе от температур
оплавления и появлением в его структуре ледебуритных игл — крупных
карбидных включений. Значительная хрупкость зоны шва связана с по¬
терей пластичности сталью, перегретой при сварке до оплавления, и с
ускоренной кристаллизацией и последующей закалкой. Такая структура
неудовлетворительна не только для механической обработки при изго¬
товлении инструмента, но и для окончательной ТО — закалки и соответ¬
ствующего отпуска. Дело в том, что если производить закалку свар¬
ного соединения, в структуре которого имеется ледебурит, то получае¬
мая структура мартенсита с иглами крупных карбидов тоже имеет не¬
удовлетворительные свойства. На практике часто сварные швы не под¬
вергают закалке.Отжиг сварных заготовок производят главным образом для того,
чтобы снизить твердость швов: это улучшает их обрабатываемость.
Одна из важных задач при отжиге — устранение хрупкости зоны шва
и повышение качества инструмента, т. е. устранение (разложение) ле¬
дебуритных игл эвтектического происхождения при ускоренной кристал-15 В. Федюкин и др.225
лизации быстрорежущей стали. Распад закаленной структуры в быстро¬
режущей части заготовки и в переходной зоне шва — процесс очень
длительный, даже при температуре 900 °С. А распад ледебуритной эв¬
тектики — разложение сложных карбидов и их растворение в у-фазе —
тоже длится от 10 до 20 ч при температуре отжига. Поэтому отжиг свар¬
ных заготовок продолжается 12—14 ч в методических проходных печах
и до 24—36 ч в печах шахтного типа. В результате в сварном шве фор¬
мируется значительная ферритная прослойка между сваренными сталями
вследствие диффузии углерода, растворенного в у-железе, в вольфрам¬
содержащую быстрорежущую часть заготовки. Карбидообразующий
вольфрам «притягивает» к себе углерод из конструкционной стали и
вступает с ним в химическое соединение. Так, в сварном шве со стороны
конструкционной стали формируется зона (прослойка), обедненная уг¬
леродом. Толщина ее после отжига составляет 225—250 мкм.Итак, отжиг после сварки заготовок из быстрорежущих и конструк¬
ционных сталей не только требует значительных производственных за¬
трат, но и существенно снижает качество готового инструмента. Не¬
обходима более совершенная технология предварительной ТО сварных
заготовок.Установлено, что оптимальным режимом ТЦО сварных заготовок
инструмента с использованием нагревов в соляной ванне (50 % NaCl и
50 % BaCI) является 4-кратный нагрев заготовок до полного их прогрева
в расплаве солей, имеющем температуру 820—850 °С, и последующее
охлаждение на воздухе до 650—600 °С. Охлаждение с последнего на¬
грева до комнатных температур осуществляют на воздухе. При таком
термоциклическом воздействии в материале сварного соединения из
быстрорежущей и конструкционной сталей 8 раз происходит довольно
интенсивное а^у-превращение, что приводит под действием ряда фак¬
торов на структурообразование при ускоренных перекристаллизациях к
быстрому распаду ледебуритной эвтектики и закаленной структуры в
сварных швах. Это резко снижает твердость в месте сварки. Относи¬
тельно небольшая температура нагрева и отсутствие выдержки при
нагревах не повышают твердости быстрорежущей части заготовок. Дли¬
тельность цикла 3—5 мин для небольших партий заготовок и 15—20 мин
для заготовок с общей массой 100—120 кг. Продолжительность
ТЦО в зависимости от массы термообрабатываемых изделий состав¬
ляет от 15—20 до 60—100 мин. В сравнении с длительностью обычного
отжига обработка в режиме ТЦО значительно быстрее и может сущест¬
венно сократить технологическое время производственного цикла изго¬
товления инструмента.К преимуществам ТЦО, очевидно, можно отнести и то, что при такой
обработке не происходит обезуглероживание поверхности и не образу¬
ется окалина. В результате сокращается расход дорогостоящей и де¬
фицитной быстрорежущей стали. Потери металла при отжиге загото¬
вок инструмента составляют до 2 %. При ТЦО этих потерь нет.В результате проведения ТЦО в описанном режиме структура свар¬
ного соединения сталей Р6М5 и 45 практически не имеет ферритной
прослойки, так как за непродолжительное время ТЦО и при нагревах до
меньших температур, чем при отжиге, углерод не успевает диффунди¬
ровать в быстрорежущую часть заготовки. Механические испытания
сварных соединений, обработанных в режиме ТЦО с нагревами в соля¬
ной ванне, вновь показали, что сварные швы после ТЦО обладают по¬
вышенной прочностью (табл. 7.12). Инструмент, при изготовлении ко-226
Таблица 7.12. Механические свойства сварных соединений сталей Р6М5 и 45СваркаТО<7вОт6у(Тнзг,HRC,МестоМПа°//оН • мМПаразрушеният Отжиг 664 541 8,3 16 101 1423 28—31 По сварке1 рением тцо 6g5 576 1бз 57 , П6 1506 28—33 » сталип Отжиг 624 503 10,7 22,7 82 1377 28—31 По сваркеоплавлением тцо ш 5g6 ,5 g 5g 6 gg ,55, 33_36 ^ сталиторого сварной шов не подвергается закалке, обладает в зоне сварки
свойствами, приведенными в табл. 7.12.Металлографический анализ структур сварных швов и замеры твер¬
дости показывают, что переход от быстрорежущей части к конструкцион¬
ной более плавный. Сваренные стали в результате ТЦО оказываются
не разделенными малопрочным ферритом и поэтому в месте сварки
нет прежней концентрации напряжений и деформаций. Подтверждением
этого служат перенос разрушения из места сварки в зону стали 45 и рав¬
номерное снижение твердости при замерах ее в направлении от стали
Р6М5 к стали 45. Таким образом, разработанный способ ТЦО приводит
к удовлетворительным структуре и свойствам сварных заготовок ин¬
струмента, что повзолило рекомендовать ТЦО вместо отжига. ТЦО,
выполняющая основную функцию обычного отжига, как в данном слу¬
чае, может быть названа термоциклическим отжигом.Работы по ТЦО сварных заготовок инструмента проводят сейчас
во ВНИИИ и на заводах станкоинструментальной промышленности
[198]. Так, изучена зависимость числа циклов отжига в ваннах с тем¬
пературой 850 и 700 °С и выдержкой по 30 мин в каждой от диаметра
сварных заготовок с рабочей частью из стали Р6М5 и хвостовой — из
стали 45 (табл. 7.13) [195]. Из таблицы видно, что число циклов и дли¬
тельность отжига сварных заготовок возрастают с увеличением их диа¬
метра, что обусловлено увеличением длительности сквозного прогрева
заготовок, а также тем, что небольшое повышение твердости шва свар¬
ных заготовок (до 26 HRCS) позволяет уменьшить число циклов и про¬
должительность отжига.Таблица 7.13. Влияние масштабного фактора сварных заготовок инструментана длительность ТЦОте(ПТвердость шва«5(ПТвердость шваX2X25 HRC»27 HRC,X2X25 НЯСэ27 HRCSДиаметр свар
готовок, ммЧислоЦИКЛОВОбщее время
отжига, чЧислоцикловОбщее время
отжига, чДиаметр свар
готовок, ммЧислоцикловОбщее время
отжига, ч'ЧислоцикловОбщее время !
отжига, ч102211405544203322506655304433607766227
Известно, что стали вообще, а сварные соединения в особенности
склонны к водородному охрупчиванию. В волгоградском НИИПТхим-
нефтеаппаратуры разработаны режимы ТЦО, существенно увеличиваю¬
щие стойкость стали 09ХГ2НАБД4 и ее сварных соединений к водород¬
ному охрупчиванию [50]. Исследования проводили на листовом металле
толщиной 70 мм, сваренном электрошлаковым способом проволокой
Св-ЮНЮ под флюсом АН8. Установлено, что ТЦО сварных элементов,
выполненных из стали 09ХГ2НАБД4 для химического оборудования,
является эффективным методом, обеспечивающим повышение механиче¬
ских свойств и стойкости к водородному охрупчиванию при длитель¬
ной работе в наводораживающей среде.Разработан способ сварки серого чугуна (а. с. 1058756), принципи¬
альная особенность которого состоит в том, что обычно серые чугуны не
свариваются. Однако после ТЦО чугун СЧ 21-40 удовлетворительно
сваривался на полуавтомате ПДГ-502 проволочными электродами типа
ПАМЧ-11 при режимах сварки: t/св = 28-=-30 В, /св= 100-г-110 А. В целях
устранения перегрева околошовной зоны и замедленного разрушения
(растрескивания) после сварки производят повторную ТЦО. Этот спо¬
соб ТЦО до и после сварки, примененный при заварке мест разрушений
блоков цилиндров автомобилей КамАЗ, дает большой экономический
эффект. Следует отметить, что метод дает хорошие результаты и в случае
применения его к сварным деталям, изготовленным из цветных сплавов.
В частности, создана технология ТЦО сварных элементов искусствен¬
ных клапанов сердца из технически чистого титана (сварочная проволока
из сплава ВТ1-0) [71].Наконец, новый для сварки и ТО вариант сочетания —совмещение
этих технологических операций, т. е. проведение их одновременно [37].
ТЦО и импульсная сварка вполне оказываются совместимы. В резуль¬
тате такого временного совмещения достигается эффект не только сокра¬
щения времени изготовления сварного изделия, но и существенного
улучшения механических свойств сварных соединений. При этом проис¬
ходит экономия энергии, так как ТЦО осуществляют путем использо¬
вания нагревов от импульсной сварки локальным расплавлением ме¬
талла. Очевидно, что это направление работ является перспективным
и заслуживает большего внимания специалистов.В настоящее время необходимо добиваться высокого качества де¬
талей, восстановленных наплавкой, после их длительной работы на износ.
Известно, что локальное термодиффузионное воздействие процесса
электродуговой наплавки и связанная с ним особенность кристалли¬
зации наплавляемого. металла, неодинаковые условия охлаждения
объемов, нагретых до различных температур, способствуют формирова¬
нию в зоне наплавки таких структур, гетерогенность которых является
причиной неравномерности распределения механических свойств по се¬
чению восстанавливаемой детали. Эти обстоятельства приводят к воз¬
никновению внутренних напряжений между зонами термического влия¬
ния и в результате — к появлению холодных трещин и снижению долго¬
вечности восстановленных деталей. Применение традиционных методов
ТО для устранения отрицательных последствий высокотемпературного
процесса наплавки не всегда эффективно, например, из-за структур¬
ной наследственности металла.Структура наплавленного металла имеет, как правило, крупнозер¬
нистое дендритное строение, при этом концентрация избыточного фер¬
рита по границам зерен приводит к снижению показателей физико¬228
Таблица 7.14. Режимы ТЦ.0 восстанов¬
ленных деталенМарка
стали
(матери¬
ал дета¬
ли)МатериалнаплавкиГ„.г, °сТо„. °сЧислоциклов65 ГСв-08Г А790 ±5400640Св-10820 ±5500740ХНСв-08820 ±55009механических свойств по¬
верхностного слоя восстанов¬
ленной детали. В условиях
даже кратковременного пре¬
бывания металла при очень
высоких температурах на¬
блюдаются значительный
рост зерен в зоне перегрева
и образование закалочных
структур. Химическая неод¬
нородность и неравномер¬
ность охлаждения наплав¬
ленного металла приводят к резким изменениям твердости и к связан¬
ному с этим ухудшению обрабатываемости. Так, стойкость твердосплав:
ного инструмента при номинальной т —60 мин снижается на 20—40 %,
при этом часто наблюдается выкрашивание твердого сплава из-за зна¬
чительного числа микродефектов в направленном слое.В целях гомогенизации структуры, улучшения обрабатываемости
и физико-механических свойств восстановленные детали типа валов под¬
вергали ТЦО, осуществляемой общим или местным нагревом до тем¬
пературы выше точки Ас\ на 30—50 °С с последующим охлаждением
на воздухе до температуры ниже точки Аг\ на 50—70 °С и окончательным
охлаждением до комнатной температуры (226] (табл. 7.14).Общую ТЦО осуществляли путем садки обрабатываемых деталей
в нагретую до 950 °С печь, чем обеспечивалась необходимая высокая
скорость нагрева. Местную ТЦО производили газовой горелкой непо¬
средственно на установке, выполняющей операцию восстановления.Термоциклическая обработка ликвидирует дефектность структуры
наплавленного металла и зон термического влияния. Исходная гетеро¬
генная крупнозернистая структура при ТЦО превращается в гомоген¬
ную мелкозернистую, без резко выраженных различий в размерах
зерен, т. е. без зон термического влияния. При местной ТЦО эти измене¬
ния структуры выражены слабее, что связано со сложностью контроля
скорости и температуры нагрева.Оценка обрабатываемости восстановленных валов методом торце¬
вого точения показала, что, несмотря на мелкозернистость структуры
металла после ТЦО, обрабатываемость деталей лучше — в среднем
на 30 % стойкость инструмента выше. Небольшие внутренние напря¬
жения в деталях после ТЦО не дают короблений после механической
обработки, а это значит, что в ряде случаев можно снизить толщину
наплавляемого слоя и отказаться от предварительной механической
обработки резанием, производя только финишную, например шлифо¬
вание. Восстановление стальных деталей наплавкой металла с после¬
дующим использованием ТЦО, по-видимому, также достаточно перспек¬
тивно.7.4. ОПЫТ ИСПОЛЬЗОВАНИЯ ТЦО ЗАГОТОВОК
И ДЕТАЛЕЙ МАШИНВ Ленинградском ПО «Ижорский завод» была исследована и внедрена
ТЦО изделий из малоуглеродистой котельной стали 22К [176]. Так,
партия из 26 поковок из стали 22К-ВД диаметром 60 мм для штуцеров
корпуса реактора после традиционной ТО не соответствовала требо¬229
ваниям ТУ по значению ударной вязкости и проценту волокна в изломе.
Поковки были подвергнуты ТЦО по следующему режиму: 3-кратный
ускоренный нагрев до 800 °С в печи с температурой 900 °С, охлаждение
в воде до 600 °С, затем на воздухе. В результате такой ТЦО вся партия
штуцеров, подлежащая списанию как неисправимый брак, стала соот¬
ветствовать требованиям ТУ, причем по уровню KCV был обеспечен
4-кратный запас. Продолжительность режима ТЦО по сравнению с обыч¬
ной ТО была сокращена в 2 раза, соответственно была увеличена произ¬
водительность процесса.В этом же ПО ввиду длительности технологического цикла и несоот¬
ветствия требованиям ТУ по поперечному, сужению и ударной вязкости
был забракован патрубок, изготовленный из стали 22К-ВД и представ¬
ляющий собой ступенчатую полую поковку с сечением стенки 280 мм
и массой 5250 кг. Было решено для исправления брака подвергнуть
патрубок ТЦО. В результате ТЦО с нагревами в обычной камерной печи
цеха патрубок по всем характеристикам был доведен до требований ТУ,
причем длительность ТЦО была сокращена вдвое по сравнению с тра¬
диционной ТО.Промышленное опробование ТЦО в качестве основной ТО проводили
также на двухслойном листе (биметалле) из сталей 22К.-Ш и 08Х19НЮТ2Б.
Размеры листа 6000X2500X88 мм, масса 7000 кг. Процесс ТЦО листа
производили в газовой камерной печи. Температуру металла контроли¬
ровали с помощью двух гибких термопар и потенциометра. Одна термо¬
пара была закреплена на поверхности в центре листа, а другую помещали
на глубину, равную половине толщины листа. Это позволяло определить
перепад температур между поверхностью и центральными объемами
листа, который, кстати, оказался незначительным и намного меньше
предполагаемого. Промежуточные охлаждения листа при ТЦО произво¬
дили в водяной ванне. После ТЦО лист подвергали традиционному
отпуску. Результаты испытаний основного металла листа, наплавлен¬
ной аустенитной стали, зон сплавления и термического влияния пока¬
зали, что уровень механических свойств композитного битметалличе-
ского листа намного выше, чем листов, обработанных по принятой тех¬
нологии.Впоследствии было изучено [199], на сколько описанная выше ТЦО
стали 22К увеличивает характеристики сопротивления разрушению.
Получены данные по влиянию ТЦО на выносливость при много- и мало¬
цикловой усталости стали 22К, определена также ударная вязкость
разрушения. В этих экспериментах использовали металл листового про¬
ката толщиной 160 мм. ТЦО заготовок и их закалку с высоким отпус¬
ком по стандартной технологии производили в производственных усло¬
виях путем нагрева до 850 °С (первый цикл) и до 780—800 °С (два по¬
следующих цикла) с промежуточными охлаждениями на воздухе до
500 °С. Металлографические исследования показали, что в этом случае
произошло измельчение зерна от 5 до 9—12 баллов. При ТЦО снижа¬
ется критическая температура начала перехода стали в хрупкое состоя¬
ние на 25 °С по сравнению с обычной нормализацией или закалкой с
высоким отпуском. Такое снижение Тк0 объясняется двумя факторами:
измельчением зерен и глобулярной формой карбидной фазы.Итоги выполненной работы свидетельствуют о значительном пре¬
имуществе ТЦО в части, например, повышения ударной вязкости и,
следовательно, в деле увеличения долговечности изделий, особенно при
перегрузках, вызывающих микропластическое деформирование. Оценку230
Таблица 7.15. Механические свойства стали 22К после различных ре¬
жимов ТЦОРежим ТЦООт6♦KCU при
20 “С,
Дж/см8Г о “СМПао//о1-й2-й3-йцикл *:
цикл *:
цикл **20—780—600 °С
600—780—600 °С
: 600-850-20 °С535345317398-301-й2-йцикл *:
цикл *:20—850-600 “С
600—780—600 “С520330317351-203-й цикл *«: 600—780—20 °С• Охлаждение на воздухе. ** Охлаждение в воде.долговечности при малоцикловой усталости производили на разрывных
образцах диаметром 10 мм, изготовленных из листовых заготовок тол¬
щиной 160 мм. Циклическое нагружение осуществляли растяжением
при 20 °С, база испытаний —5000 циклов нагружений. Результаты этих
испытаний подтвердили более высокую работоспособность стали 22К
после ТЦО. Так, предел малоцикловой усталости Омц00 = 490 МПа для
стали 22К-Ш после ТЦО, а о*|1,п = 430 МПа — после обычной закалки
с высоким отпуском.Что касается стали 22К обычной выплавки, то она подробно иссле¬
дована. Было показано, что для конструкций, у которых снижение пре¬
дела прочности недопустимо, следует применять режимы ТЦО с после¬
дующим высокотемпературным нагревом. Такое исследование выполнено
на пробах размером 200X200X90 мм. Результаты механических испы¬
таний после различных температурных режимов ТЦО приведены в
табл. 7.15.Было также обнаружено положительное влияние большей скорости
нагревов стали 22К на ударную вязкость остронадрезанных образцов.
Так, увеличение скорости нагрева от 1,5 до 50 °С/мин приводит к увели¬
чению ударной вязкости при температуре 40 °С от 40 до 160 Дж/см2.
Увеличение скорости нагрева при ТЦО до 50 ' С/мин приводит к росту
ударной вязкости, определяемой на обычных образцах с надрезом, ра¬
диус вершины которого равен 2 мм, до 240 Дж/см2. Это существенное
увеличение работы разрушения, т. е. более чем в 2 раза.В ПО «Ворошиловградский тепловозостроительный завод им. Ок¬
тябрьской революции» колесные оси локомотивов из стали ОСЛ (осевая
литая с содержанием углерода 0,4 %) в целях увеличения ударной
вязкости стали и долговечности детали обрабатывают по способу СТЦО,
измельчающему зерио. Обычно тепловозные оси колес (масса поковки
890 кг) подвергают нормализации. При механических испытаниях нор¬
мализованных осей нередки случаи получения низкой ударной вязкости,
повысить которую классическими способами (например, отжигом) без
снижения предела прочности и упругости не удается. В ПО осуществля¬
ют ТЦО сразу четырех осей в следующем режиме: ускоренный нагрев
в шахтной печи, имеющей температуру 900—950 “С, до 780—800 °С
(длительность нагрева в садке около 4 ч), охлаждение в потоке воздуха
до 600—650 °С; второй нагрев до 780—800 °С (длительность нагрева1,5 ч), окончательное охлаждение на воздухе до температуры цеха.231
Таблица 7.16. Механические свойства тепловозных осей колесПосле нормализацииПосле ТЦО (2 цикла)я.От6KCU, Дж/см2о.- От6*KCU, Дж/см2Мпа°//оМПао//06203802637476504202845,5616003502240,5486254302246,5666253602642436353652750736203501822466304002543,5565903452238,544610345234661Такая ТЦО позволяет получать хорошее сочетание прочностных и пла¬
стических свойств. В табл. 7.16 приведены результаты механических
испытаний образцов, изготовленных из нескольких осей, прошедших нор¬
мализацию или ТЦО (общая масса садок более 3,5 т) [220].Так как ТЦО с двумя циклами обеспечивает требования ГОСТ 3281—59
для этой стали (ав^596 МПа, 6^20%, KCU^ 50 Дж/см2), большего
числа циклов не производят. Однако если производить ТЦО в оптималь¬
ном режиме и с числом циклов, дающим максимальный эффект, то, оче¬
видно, можно не только улучшить свойства до требований стандарта,
но и намного превзойти их и на этой основе снизить материалоемкость
осей.В этом же ПО [220] ТЦО подвергали тяговые крюки, изготовлен¬
ные из стали 20Х2Н4А, массой 54 кг. В соответствии с ТУ сталь должна
иметь следующие механические свойства: ао^750 МПа, ат^550 МПа,
6>10%, ф>42 %, KCU> 70 Дж/см2, 2170—2620 НВ. До 1978 г. в ПО
крюки подвергали предварительной нормализации и окончательному
улучшению закалкой и высоким отпуском. Эта ТО была заменена на
ТЦО по следующему режиму: 3-кратный ускоренный нагрев до 760—
780 °С, охлаждение на воздухе до 650—660 °С, окончательное охлаж¬
дение на воздухе до температуры цеха. После ТЦО производили отпуск
на заданную твердость стали [220]. Применение ТЦО и отпуска позво¬
ляет получать детали с более высокими механическими свойствами:
а„ = 820+1000 МПа, ат = 605 + 845 МПа, 6=16 + 21 %, <р = 52-^65 %,
KCU = 75+ 169 Дж/см2, 2280—2620 НВ. Продолжительность процесса
существенно сократилась. Также была проведена работа по использо¬
ванию ТЦО деталей из сталей 18Х2Н4А, 12Х2Н4А и т. д. Сейчас в ПО
подвергают ТЦО детали более 30 наименований. Таким образом, внедре¬
ние ТЦО в ПО позволило резко сократить брак, получить экономию
газа, воздуха, электроэнергии, уменьшить трудоемкость изготовления
деталей, а главное — повысить качество выпускаемых тепловозов.Технологию СТЦО опробывали на Челябинском тракторном заводе
применительно к зубчатым колесам бортового редуктора трактора Т-100.
Зубчатые колеса изготавливали из стали 45 и для трактора Т-130. На¬
дежность колес невелика, а нагрузки большие. В целях повышения
износостойкости поверхности зубьев предполагалось использовать ТЦО
с последующей закалкой ТВЧ с низким отпуском. Результаты испытаний
зубчатых колес массой 52 кг после ТЦО показали повышение ударной
вязкости от 75 до 158 Дж/см2, снижение порога хладноломкости Т$0 от— 30 до —60 °С, а также улучшение характеристик а„ и ат: они возросли
соответственно от 638 до 653 и от 370 до 438 МПа [172].232
В работе [135], выполненной сотрудниками НИИПТмаша (Крама¬
торск), показано влияние ТЦО на повышение ударной вязкости, проч¬
ности и пластичности поковок из стали 45. В данном случае ТЦО исполь¬
зовали как окончательную ТО. Влияние ТЦО на увеличение ударной
вязкости изучали на предварительно отожженных поковках сечением
до 250 мм. Эксперименты проводили в условиях действующего цеха
донецкого завода им. Ленинского комсомола Украины Минчермета.
Для отработки режима ТЦО были откованы из проката диаметром 320
и длиной 520 мм заготовки, подобные тем, что куются для деталей, вы¬
пускаемых заводом. Получали заготовки диаметром 240 и длиной 500 мм.
Температура начала ковки 1150— 1200 °С, а конца—800 °С.Поковки подвергали обработке в следующих трех различных ре¬
жимах ТО.1. Часть заготовок отжигали в следующем режиме: нагрев печи до
850—870 °С (время нагрева 8 ч), выдержка 5 ч, охлаждение в печи
до 500—550 °С в течение 5 ч, дальнейшее охлаждение на воздухе.
Общее время нахождения заготовок в печи 18 ч.2. Заготовки подвергали нормализации с отпуском, как это предус¬
мотрено действующей технологией. Режим заключался в загрузке за¬
готовок в печь, нагретую до 850—870 °С, нагреве заготовок до темпера¬
туры печи, выдержке 2,5 ч, охлаждении на воздухе до 300—350 °С, далее
переносе в отпускную печь, выдержке при 550 °С в течение 6 ч, охлаж¬
дении на воздухе в коробке. Общая продолжительность этой ТО 18 ч.3. ТЦО заготовок состояла в следующем: нагрев до 780—800 °С,
охлаждение на воздухе до 620—650 °С, повторный нагрев и охлаждение,
третий такой же нагрев и охлаждение на воздухе до комнатной темпера¬
туры. Длительность ТЦО с тремя циклами составляла 9 ч. В экспери-Таблица 7.17. Механические свойства поковок из сталей 45 и 40Хтоа.От6НВ,МПаKCU, Дж/см2МПа°//0Сталь 45ТЦО, циклы:26403842757,4167047—48/27—2836303842860—60—72/27—2846313863057,4174060—65/30—3256333652758,5167060—65/32—37Отжиг62332328487167040—45/15—20Нормализация с отпус¬59533629,4547179070—77/37комСталь 40XТЦО, циклы:361837123,560,3170091/35462337324,059,81700105/35560738629,062,41670130/60Отжиг68340026,056,8170060—70/30—32Нормализация с отпус-65437527,857,0179060—67/30комПримечание. Даиы средние значения по трем образцам: в числителе KCU при
20 °С, а в знаменателе при —40 °С.233
ментах производили ТЦО с двумя, четырьмя и пятью циклами. Резуль¬
таты механических испытаний образцов, вырезанных из термообработан¬
ных поковок, представлены в табл. 7.17.Анализируя полученные результаты, авторы работы [135] рекомен¬
дуют опробованную ими технологию ТЦО к внедрению для заготовок
ответственных деталей машин. Однако следует заметить, что в данном
исследовании авторы применяли медленные нагревы — их скорость при
ТЦО была от 1,2 до 3,2 °С/мин. Судя по температурно-временному гра¬
фику ТЦО, скорости охлаждений тоже не превышали 6 °С/мин. Сле¬
довательно, если увеличить скорости нагревов и охлаждений, а подсту¬
живание вести до более низких температур, то можно получить для де¬
талей из стали 45 и более высокие результаты.Так это и случилось, когда авторы изобретения (а. с. 863674) из¬
менили температурный интервал термоциклирования, а главное увели¬
чили скорости охлаждений до следующих значений: 1-й цикл — 10—
15 °С/мин; 2-й цикл — 20—30 °С/мин; 3-й цикл — 40—60 °С/мин. Такой
измельчающий структуру режим ТЦО исследован, опробован в производ¬
ственных условиях и внедрен авторами для поковок из стали 40Х (136].
Поковки диаметром 250 и длиной 500 мм подвергали ТЦО по такому
режиму: 3-х — 5-кратный нагрев со скоростью 3—5 °С/мин до 780—
800 °С, охлаждение на воздухе до 650—630 °С, охлаждение от последнего
нагрева на воздухе до температуры цеха. Для сопоставления результа¬
тов часть поковок подвергали стандартному отжигу, а часть — норма¬
лизации с отпуском при 470 °С, обычно применяемым для таких по¬
ковок.Авторы работы [136] рекомендуют ТЦО по описанному режиму
применять в тех случаях, когда требуется повышенная ударная вяз¬
кость, например для техники в северном исполнении. Экономический
эффект, полученный от внедрения ТЦО на донецком заводе им. Ленин¬
ского комсомола Украины Минчермета, применительно к кова