О влиянии температуры, скорости нагрева и исходного состояния структуры углеродистых сталей на процессы образования в них аустенита.

Н. В. Зимин, канд. техн. наук,
Всероссийский научно-исследовательский институт токов высокой частоты им. В. П. Вологдина
(Санкт-Петербург)

Приведены обобщающие данные по определению параметров индукционного нагрева (температуры и скорости) разных сталей (углеродистых нелегированных) под закалку (аустенитизацию и гомогенизацию). Установлена взаимосвязь этих параметров с содержанием углерода в стали и ее исходной структурой (с размерами матричного зерна). Построены графики зависимости размеров аустенитного зерна к концу нагрева от этих параметров.

Введение

Любой вид нагрева характеризуется термической кривой нагрева, а ее важнейшей характеристикой является скорость нагрева, вычисляемая в определенном температурном интервале. Многие исследователи пользовались скоростью нагрева во всем диапазоне температур нагрева от Tнач до Tmах [1, 2]. Однако нагрев до температур начала аустенитного превращения (Ас1) обычно не оказывает влияния на процессы фазовых превращений. В настоящем исследовании наибольший интерес представляла скорость нагрева в интервале температур от Ас1 до Tmах, называемая средней скоростью нагрева в интервале температур аустенитизации Vср

Другими важнейшими факторами, влияющими на температуру нагрева под термическую обработку, являются марка стали и ее химический состав. При проведении исследований были использованы простые углеродистые стали, нелегированные, с минимальным количеством естественных примесей и содержанием углерода от 0,2 до 0,8 % (низкоуглеродистые, среднеуглеродистые и эвтек-тоидные стали).

Также, при изучении процессов нагрева под термическую обработку, принималась во внимание величина исходного зерна стали, значительно меняющаяся в зависимости от предварительной обработки заготовки или изделия (отжиг, отпуск, нормализация, улучшение).

При нагреве металла до температуры Ас1 в структуре металла происходят изменения и начинается процесс аустенитизации, протекающий диффузионным путем и требующий для своего завершения определенного количества времени. Если нагрев происходит достаточно медленно (Vсрнагр < 0,10 град/с), его завершение для всех простых углеродистых сталей совпадает с линией Ас3 на классической диаграмме Fe—С.

Ускорение нагрева вызывает смещение окончания процесса аустенитизации в область более высоких температур. Чем больше скорость нагрева и меньше содержание углерода в стали (с ростом ферритной составляющей в ней), тем выше температура. Исследования показали, что в этом же направлении действует и рост исходного зерна в стали.

Этот аустенит остается неоднородным, анизотропным, напряженным в силу того, что, возникая из весьма дефектной исходной (феррито-перлитной) структуры, наследует все ее отрицательные качества. Чем крупнее исходное зерно стали и чем интенсивнее происходит нагрев, тем дефектнее структура.

Поэтому для получения качественной структуры аустенита необходимо продолжать нагрев с целью более полного протекания диффузионных процессов, способных обеспечить в нем снижение внутренних напряжений, восстановление изотропности его механических свойств, достичь полной однородности аустенита. Такой нагрев в мировой практике получил название гомогенизирующего нагрева, а температура достижения однородности аустенита была названа температурой гомогенизации (Гг). Ее значение должно быть выше температуры аустенитизации. И чем меньше содержание углерода в стали, крупнее исходное зерно и выше скорость нагрева стали под операцию термической обработки, тем выше ТГ. Во ВНИИТВЧ осуществили попытку установить конкретную связь между этими параметрами.

Методика проведения исследований

Индукционный нагрев под термическую обработку осуществляли на прутках различных размеров из сталей марок Ст20, Ст45 и У8. В табл. 1 приведен химический состав указанных сталей.

Для нагрева использовали различные источники питания с частотами от 1000 до 8000 Гц, обеспечивающие заданные температуры при заданных скоростях нагрева. Исследовались скорости нагрева в интервале от Ас1 до Tнагр, Vсрнагр = 0,1; 1,0 10,0; 100,0; 1000 град/с. Температура нагрева выбиралась в диапазоне от 750 до 1100 °С. Размеры зерен определялись по методикам, приведенным в работе [5]. Металлографический анализ структур производился при увеличении от х100 до х2000.

Результаты исследований и их обсуждение

Процессы аустенитизации и гомогенизации при индукционном нагреве.
Анализ многочисленных экспериментов на всех исследованных сталях позволил получить достаточно четкие зависимости температур нагрева (Tауст и Тr) от содержания углерода в стали, скорости ее нагрева (Vсрнагр) и размера исходного зерна d (рис. 1-3).


Рис. 1. Зависимость температур аустенитизации (а) и гомогенизации (б) стали от содержания в ней углерода при различных скоростях индукционного нагрева и размерах исходного зерна стали.


Рис. 2. Зависимость температур аустенитизации и гомогенизации сталей с различным содержанием углерода (а — 0,2 %; б — 0,45 %; в — 0,8 %) от величины исходного зерна при различных скоростях индукционного нагрева.

Положение кривых на рис. 1 свидетельствует о том, что зависимость Tауст и Тr от содержания углерода в стали носит почти линейный, ниспадающий характер. Со снижением содержания углерода в стали от эвтектоидного к чистому железу температуры аустенитизации и, в особенности, гомогенизации заметно возрастают в зависимости от увеличения размера исходного зерна стали и скорости нагрева.

Еще более четкую картину представляют собой кривые зависимости температур аустенитизации и гомогенизации от величины исходного зерна для конкретных сталей Ст20, Ст45, У8 (см. рис. 2). Кривые показывают, что чем мельче исходное зерно стали, тем меньше разница в температурах аустенитизации и гомогенизации разных сталей и ниже уровень их роста в зависимости от скорости нагрева.

Наконец, направление кривых зависимости температуры Tауст и Тост скорости нагрева под термическую обработку для тех же сталей (рис. 3) свидетельствует о том, что наибольший прирост температуры, в особенности температуры гомогенизации, наблюдается только в сталях с крупным исходным зерном и наиболее ощутим в сталях с малым содержанием углерода.

Однако в целом характер этих зависимостей позволяет предположить, что на них дополнительно влияет ряд процессов, протекающих в стали при нагреве до начала фазовой перекристаллизации.

Действительно, поскольку в подавляющем большинстве случаев любого, а тем более индукционного нагрева под закалку используются изделия и полуфабрикаты, прошедшие предварительную механическую, термическую, термо-механическую или механико-термическую обработку, их исходная структура, как правило, разнозерниста, имеет отчетливую текстуру деформации и находится в напряженном состоянии. Вследствие этого с первых мгновений нагрева в подобной структуре металла развиваются процессы, направленные на уменьшение этих искажений и получение большей однородности, равновесности и изотропности зерен.



Рис. 5. Зависимость размера аустенитного зерна сталей марок Ст20, СТ45, У8 от температуры индукционного нагрева с различными скоростями при конкретных размерах исходного зерна (а — d= 10 мкм; б— d= 100 мкм) и с обозначением границ нагрева до завершения процесса аустенитизации и гомогенизации.

При нагреве до 300-350 °С, за счет снижения плотности дислокаций, освобождения скоплений дислокаций высокой плотности в местах расположения различных дефектов исходного металла и на границах фаз, происходит частичное перераспределение напряжений Ш-го и П-го рода внутри зерен и по их границам и подготовка исходно деформированных зерен к рекристаллизации [6].

Таблица 2 — Основные параметры нагрева различной интенсивности заготовок с разной исходной структурой, размеры аустенитного зерна к концу нагрева, структура и твердость заготовок после закалки интенсивным водным душем.


При нагреве в интервале температур от 350 до 650 °С в структуре металла развиваются рекристал-лизационные процессы (отдых, первичная и, отчасти, собирательная рекристаллизации), которые вследствие их диффузионного характера протекают тем полнее, чем ниже скорость нагрева и мельче исходное зерно. К концу этого ускоренного нагрева в металле формируется частично обновленная структура феррита и перлита еще большей дисперсности, благодаря значительным скоростям подъема температуры и смещению завершения каждого из этапов рекристаллизации в область более высоких температур [6].

Одновременно с этапами рекристаллизации в интервале температур от 650 до 730 °С в структуре начинают развиваться процессы, получившие название «явления предпревращения», заключающиеся в том, что между обновленными зернами постепенно происходит ослабление пограничных связей, сопровождающееся дальнейшим изменением дислокационно

го строения границ, их состава и толщины. В результате этого на границах рекристаллизованных зерен и внутри них возникают области, как бы подготовленные к началу фазового превращения (так называемые сгущения или флуктуации превращения) и имеющие менее напряженное состояние, чем сами зерна и их границы. Благодаря этому зерна становятся еще более активными, их температурная подвижность возрастает[7-8].

Таким образом, к моменту начала фазовых превращений структура металла уже существенно от

личается от исходной не только в результате подъема температуры от Гнач до Тауст, но и вследствие воздействия на нее таких параметров, как скорость нагрева, исходное состояние структуры (размер и форма исходных зерен, степень их напряженности), а также химический состав металла (присутствие дисперсионных частиц других фаз, их взаимодействие с матричными зернами).

Следовательно, чем больше содержание углерода в стали, тоньше и напряженнее (в результате наклепа или холодного деформирования) исходная структура, выше скорость применяемого нагрева, тем мельче будет структура металла к моменту возникновения в ней зародышей аустенита и тем больше этот процесс будет отличаться от классически описываемого, т. е. от традиционного (a + Fe3C)—>y ио->у превращения, что подтверждает направление кривых на рис. 1-3.

Размеры аустенитного зерна при индукционном нагреве. По завершении процесса аустенитизации, в ходе гомогенизации и дальнейшего нагрева изделий до конечной температуры (т. е. в интервале температур от Tауст до Tнагр) за счет поглощения одних зерен другими аустенит продолжает расти. Исследования, проводимые во ВНИИТВЧ в течение нескольких лет, позволили установить достаточно четкую взаимосвязь между размером зерна аустенита (в логарифмической форме), температурой нагрева и ее скоростью. Полученные зависимости представлены на рис. 4.

Из графика видно, что зависимость размера аустенитного зерна от температуры нагрева носит линейный характер, сохраняющийся при всех исследовавшихся скоростях. Подобный характер зависимости dауст = f (Tнагр) обусловлен тем, что к моменту достижения температуры Гауст нагреваемый металл уже претерпел все этапы фазовой перекристаллизации и при последующем нагреве происходит только рост зерна аустенита диффузионным путем с повышением его однородности и равновесности по всему объему металла.

Из графика также видно, что при изменении интенсивности нагрева угол наклона кривых dауст = f (Tнагр) остается неизменным, поскольку определяется только диффузионными процессами в аустените. При этом абсолютная величина растущих зерен аустенита с ростом интенсивности нагрева существенно снижается за счет более мелкой «матричной» структуры образующегося по достижении Гауст аустенита в этих условиях нагрева.

Приведенные на рис. 4 зависимости размера аустенитного зерна от температуры и скорости нагрева не являются полными, так как не дают представления о влиянии на этот аустенит марки стали (по содержанию углерода) и состоянии ее исходной структуры (по размеру матричного зерна). В то же время их роль достаточно полно отражена на графиках рис. 1-3. Таким образом, была проведена работа по объединению указанных зависимостей, результаты которой приведены на рис. 5. На примере сталей марок Ст20, Ст45 и У8 и с учетом двух различных исходных размеров их матричного зерна {d ~ 10 мкм и d ~ 100 мкм) осуществлен достаточно полный учет влияния важнейших параметров стали и ее термической обработки на протекание процесса аустенитизации.

Направление кривых на рис. 5 отражает динамику роста аустенитных зерен от момента зарождения до любой заданной температуры, с учетом изменений их размера и формы и совокупного влияния содержания углерода в стали, размера ее исходного зерна, скорости и температуры нагрева.

Достижение температуры гомогенизации по каждому варианту нагрева любой стали является достаточным для прекращения нагрева и начала охлаждения. Очевидно, что независимо от интенсивности охлаждения (на воздухе, погружением в воду, водным душем) в результате фазовой перекристаллизации образующаяся из этого наиболее совершенного, однородного, мелкозернистого аустенита структура — феррито-перлит, перлито-феррит, перлит, сорбит, тро-остит, бейнит или мартенсит — будет также однородной, мелкозернистой или мелкоигольчатой, т. е. наиболее качественной.

Действительно, круглый прокат заготовок диаметром 15-20 мм из стали Ст20 с исходным зерном № 6 (ГОСТ 5639-82) после индукционного нагрева со скоростями около 50 град/с в интервале температур аустенитизации (до Tr ~ 1000 °С) и охлаждения на воздухе (нормализации) имел однородную, равновесную, сорбитизированную феррито-перлитную структуру с зерном № 10 и твердостью HRC 25-28 (HV 250-270).

Круглый прокат заготовок диаметром 20-25 мм из стали Ст45 с исходным зерном № 8 после индукционного нагрева со скоростями около 50 град/с в интервале температур аустенитизации (Тr ~ 900 °С) и охлаждения на воздухе имел однородную сорбитизированную феррито-перлитную структуру по всему сечению с зерном № 11 и твердостью HRC 28-32 (HV 280-310).

Однако наиболее полно преимущества однородного гомогенизированного мелкозернистого аустенита проявляются при закалке после индукционного (умеренного, ускоренного или скоростного) нагрева и интенсивного охлаждения, позволяющей получить мартенсит высокого качества. При этом охлаждение должно быть таким, чтобы в интервале температур перлитного превращения обеспечивались скорости теплоотвода, превышающие критические для каждой марки стали скорости Vкр700-500. Для прутков из сталей марок Ст20, Ст45 и У8 диаметром 15 мм, использовавшихся в экспериментах, критические скорости охлаждения превышались при применении водного душа с αэкв > 30 000 Вт/м2 град. Результаты экспериментов приведены в табл. 2.

Как следует из таблицы, нагрев прутков из стали Ст20 с мелкозернистой исходной структурой ускоренно-скоростным индукционным методом и последующее охлаждение интенсивным водным душем приводят к образованию мелкоигольчатого мартенсита с твердостью HRC 58-53, недостижимой при других способах обработки подобной стали. Даже исходная крупнозернистость этой стали при тех же параметрах нагрева и охлаждения обеспечивает получение среднеигольчатого мартенсита с твердостью HRC 55-51.

В подобных условиях нагрева и охлаждения сталь Ст45 способна закалиться на мелкоигольчатый и даже бесструктурный мартенсит с твердостью HRC 66-60, а сталь У8 — на бесструктурный мартенсит (со следами остаточного аустенита) с твердостью HRC 70-65.

Таким образом, совокупный учет исходной структуры и состава (по углероду) стали, скорости и конечной температуры нагрева (гомогенизации) позволяет получить наиболее тонкую, однородную структуру в результате любого вида термической обработки (особенно после закалки) и, следовательно, наиболее благоприятное распределение свойств в обрабатываемых изделиях и полуфабрикате.

Анализ рис. 5 и табл. 2 позволяет сделать вывод о том, что индукционный нагрев любых сталей позволяет наиболее гибко и в достаточно широких пределах влиять на размеры и качество образующегося аустенита, а значит и на конечную структуру и свойства этих сталей в результате их термической обработки.

Заключение

  1. По результатам многолетних исследований во ВНИИТВЧ и многочисленных производственных данных установлена связь между температурой нагрева под термическую обработку углеродистых нелегированных сталей (С — 0,2-0,8 %), скоростью их нагрева в интервале температур аустенитного превращения и исходной структурой.
  2. Выполнен подробный анализ состояния структуры при аустенитизации и гомогенизации разных сталей в результате нагрева различной интенсивности и установлена зависимость размеров аустенитного зерна от температуры и скорости нагрева.
  3. Проведенные исследования позволили наиболее полно оценить зависимость размера реального зерна аустенита к концу нагрева от важнейших параметров термической обработки: исходной структуры стали, содержания в ней углерода, скорости и температуры нагрева.
  4. Полученные экспериментальные данные обосновывают преимущества индукционного метода нагрева для выполнения термической обработки перед традиционными видами нагрева.

Литература

  1. Шепеляковский К. 3. Упрочнение деталей машин поверхностной закалкой при индукционном нагреве. — М.: Машиностроение, 1972. — С. 7-29.
  2. Гриднев В. Н., Мешков Ю. Я., Ошкадеров С. П., Трефилов В. Н. Физические основы электротермического упрочнения стали. — Киев: Наукова думка, 1973. — С. 9-13.
  3. Головин Г. Ф., Замятнин М. М. Высокочастотная термическая обработка. —Л.: Машиностроение, 1990. — С. 4-34.
  4. Головин Г. Ф., Зимин Н. В. Технология термической обработки металлов с применением индукционного нагрева.—Л.: Машиностроение, 1990. — 88 с.
  5. Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. — М.: Металлургия, 1991. Т. 1, кн. 1. — С. 27-40,60-87, 144-183.
  6. Горелик С. С. Рекристаллизация металлов и сплавов. — М.: Металлургия, 1978.— С. 83-277.
  7. Гуляев А. П. Образование аустенита в низкоуглеродистых сталях// Ми ТОМ. — 1989. —    № 8. — С. 21-24.
  8. Сазонов Б. Г. Экстремальная диффузионная активность в стали в состоянии предпревращения // Ми ТОМ. — 1990. — № 7.— С. 13-15.

05.11.2011