Поведение металлов при повышении температуры

  Из данных табл. 1 можно видеть, что высокотемпературная пластическая деформация при ВТМО без старения приводит к заметному
увеличению периода решетки твердого раствора (с 3,595 до 3.598 кХ).
Старение, в процессе которого выделяется упрочняющая фаза, способствует уменьшению периода решетки главным образом вследствие
удаления из кристаллической решетки атомов углерода при образовании карбидной фазы. Так, после обычной закалки и старения в течение
четырех часов при 750 ºС период решетки уменьшается с 3,595 по 3,592 Аº. В результате старения по тому же режиму образцов, подверг-
нутых ВТМО, период решетки снижается в большей степени и его значение в этом случае составляет 3,590 Аº.

Таким образом, ВТМО без последующего старения вызывает увеличение периода решетки по сравнению с получаемым после обычной
закалки, а старение подвергнутых ВТМО образцов приводит к большему уменьшению периода, чем при аналогичном режиме старения
обычно закаленных образцов.

Увеличение периода решетки твердого раствора в результате
ВТМО свидетельствует о том, что пластическая деформация вызывает
в данном материале более полное растворение избыточных фаз. Более
интенсивное уменьшение периода решетки твердого раствора после
старения прошедших ВТМО образцов по сравнению с эффектом старения после обычной закалки является следствием более глубокого
распада твердого раствора с образованием большего количества упрочняющей фазы. Эти экспериментально установленные факты очень важны для характеристики особенностей состояния материала, возникших в результате высокотемпературной пластической деформации при условии исключения рекристаллизации.
      Выводы об изменениях концентрации твердого раствора в результате ВТМО, сделанные на основании рентгеноструктурных исследований, находятся в соответствии с данными измерения удельного электрического сопротивления ρ. Действительно, величина ρ для образцов, подвергнутых ВТМО без последующего старения, больше, чем для образцов обычно закаленных. Эти величины для указанных обработок составляют 63,4 и 62.7 мком∙см соответственно. Рост значения — ρ является следствием увеличения концентрации твердого раствора, и этот результат подтверждает аналогичный вывод, полученный на основе обнаруженного изменения периода решетки. Процесс старения, вызывая распад твердого раствора, уменьшает электрическое сопротивление, и значение ρ для образцов, прошедших обычную закалку, равно 61,2 мком∙см. У образцов, подвергнутых ВТМО, величина электросопротивления в результате старения претерпевает более сильное падение и составляет 59,4 мком∙см Это является следствием большей степени
распада твердого раствора (при тех же режимах старения), наблюдаю-
щегося в образцах, подвергнутых ВТМО.

Таким образом, на основании рентгеноструктурных исследований и измерений электрического сопротивления можно считать установленным, что ВТМО по сравнению с обычной закалкой с той же температуры обеспечивает более полное растворение легирующих элементов в твердом растворе Старение при одних и тех же режимах приводит к выделению после ВТМО упрочняющей фазы в значительно большем количестве.

 Из сказанного выше следует, что наряду с подавлением процессов
рекристаллизации при ВТМО пластическая деформация при указанной
обработке способствует большему обогащению твердого раствора легирующими элементами, а также более интенсивному выделению упрочняющей фазы при последующем старении.

 Дальнейшее исследование структурных особенностей материала,
возникающих в результате ВТМО, было связано с оценками характеристик блочной структуры и величины микродеформаций.

На основании анализа уширения линий на рентгенограммах и ин-
тенсивностей этих линий установлено, что ВТМО приводит к существенному уменьшению размеров областей когерентного рассеяния (блоков мозаики). Так, если после обычной закалки стали ЭИ481 размер блоков значительно больше 0,2 мк, то после ВТМО их величина уменьшается до 0,05 мк. Установлено также, что старение не влияет на размер блоков ни в образцах после обычной закалки, ни в образцах, прошедших ВТМО (см. табл. 1). Уменьшение размера блоков в образцах, подвергнутых ВТМО, — прямое следствие высокотемпературной пластической деформации, протекающей при указанной выше скорости прокатки. Можно считать, что при данной температуре деформирования (1100 º), за которым следует немедленное охлаждение, в
материале не только не успевают развиваться рекристаллизационные
процессы (путем зарождения и роста новых зерен), но и в значительной степени оказывается заторможенным рост блоков, возникших при
пластической деформации, Это положение можно подтвердить тем, что
повышение температуры деформирования до 1200 ºС уже не приводит к такому существенному измельчению блоков. Экспериментально, установлено, что после ВТМО при 1200 ºС, проведенной с той же скоростью
прокатки и величиной обжатия, размер блоков такой же, как и после
обычной закалки (больше 0,2 мк). В принятых условиях охлаждения
рост блоков после деформирования с 1200 ºС получает достаточно интенсивное развитие. В таком же направлении действует, очевидно, и
увеличение скорости деформирования, так как повышение скорости
приводит к более интенсивному разогреву металла в микрообластях сосредоточения пластической деформации. Возникающее дополнительное
тепло в этом случае должно способствовать росту блоков. Вероятно,
именно этим обстоятельством следует объяснить то факт, что при увлечении скорости прокатки при ВТМО с 1,5 до 5,7 м/мин размер блоков
в рассматриваемом материале возрастает с 0.05 до 0,12 — 0,2 мк.
     Анализ результатов определения микродеформаций кристаллической решетки стали ЭИ481 показывает, что обнаруженный эффект
в значительной степени можно отнести за счет концентрационной неоднородности твердого раствора. Это имеет место, например, в образцах,
закалке с высокой температуры. Очевидно, что при
повышении температуры нагрева от 1150 до 1200 ºС влияние неоднородности твердого раствора на образование микронапряжений из-за дополнительного растворения избыточной фазы больше, чем развитие
гомогенизации в этих условиях. 

Эффект микродеформаций после ВТМО при 1200 ºС, несмотря на
возможное увеличение упругих искажений, несколько меньше, чем после обычной закалки, что, по-видимому, можно объяснить влиянием
более высокой однородности твердого раствора. Чем больше скорость
деформирования и степень обжатия при ВТМО, тем меньше эффект микродеформацпй.
     Старение как после обычной закалки с 1150 ºС, так и после ВТМО
при этой же температуре, не приводит к заметному (по уширению линий рентгенограммы) дроблению блоков мозаики. Только старение
после закалки (или ВТМО) от 1200 ºС сопровождается некоторым из-
мельчением блоков до 0,07 — 0,08 мк (по ширине линии). Основное
влияние старения состоит в возрастании микродеформаций кристаллической решетки до ~10-3. При старении образцов сплава ЭИ437Б
наблюдалось (по эффекту экстинкции) значительное измельчение блоков. (Возможные изменения угла разориентировки блоков не исследовались.)
     Судя по изменениям периода решетки, старение по принятому ре-
жиму приводит к выделению избыточной фазы, и упрочнение при ВТМО связано, по-видимому, с присутствием этих выделений. Отсюда
следует, что эффект изменения микродеформаций после старения в
основном обусловлен упругими искажениями кристаллической решетки.
Эти искажения достигают, вероятно, предельной для данного материала
величины и характеризуют его упругие свойства, но сами по себе не
могут рассматриваться как фактор упрочнения Действительно, можно
указать на ряд состояний, при которых изучаемая сталь ЭИ481 обладает одним и тем же уровнем микронапряжений и существенно различной твердостью. Не проводя сравнения этих состояний после разного  рода обработки, где одна и та же величина микродеформаций может отвечать сумме упругих искажений и концентрационной неоднородность в разном соотношении, можно сравнить состояния после одной и той же окончательной обработки — старения, Например, после закалки от 1150 ºС и старения стали ЭИ481 величина микродеформаций решетки составляет (0.8 — 1,0)∙10-3 вместо (1,0 — 0,7)∙10-3 (табл. 1) для образца, состаренного после ВТМО; при этом твердость первого образца существенно меньше, чем второго (290 НV вместо 380).
      ВТМО без последующего старения вызывает по сравнению с обычной закалкой повышение твердости с 220 до 256 кг/мм2. Такое упрочнение в свете рассмотренных выше результатов может быть связано с
установленным измельчением блоков до 0,05 мк.
       Старение образцов после ВТМО производит к существенному повышению твердости (с 256 до 380 кг/мм2), Следует заметить, что увеличение твердости (на 124 кг/мм2) значительно больше прироста твердости
в результате старения для образцов после обычной закалки (70 кг/мм).
      Такое различие в упрочнения после старения связано с тем, что
в результате распада твердого раствора в образцах, прошедших ВТМО,
образуется большее количество упрочняющей фазы, о чем свидетельствует существенное уменьшение периода решетки твердого раствора
и электросопротивления (см. табл. 1).

Увеличение количества карбидной фазы, выделяющейся при старении после ВТМО, по-видимому, в значительной мере вызывается созданием большей пресыщенности твердого раствора при горячей
пластической деформации в условиях предотвращения возможности
рекристаллизации. Кроме того, измельчение блоков наряду с другими
дефектами кристаллической структуры оказывает большое влияние на
процесс старения, не только вызывая особое распределение частиц упрочняющей фазы, но и способствуя их более полному выделению.
     Таким образом, роль высокотемпературной термомеханической
обработки сводится, во-первых, к созданию условий для более полного
растворении избыточных фаз и получению более концентрированного
и однородного по составу твердого раствора и, во-вторых, к образованию дефектов кристаллической решетки, обеспечивающих более полное
выделение частиц упрочняющей фазы и их благоприятное для свойств
материала расположение.

 Высказывалось мнение о том, что повышение длительной прочности в результате ВТМО в известной мере связано с возникновением
текстурованности материала. Для суждения о характере текстуры
в исследованных сплавах был использован метод рентгеновского анализа. При этом производили съемку рентгенограмм на отражение от торцовой и от боковой поверхностей образца.

 Учитывая характер пластической деформации (прокатка в ручье)
и приведенные выше данные, можно полагать, что текстура в исследованных образцах стали ЭИ481 и сплава ЭИ437Б близка к аксиальной;
преимущественным кристаллографическим направлением, совпадающим с направлением прокатки, является направление.

Закономерности роста зерен металлов и сплавов

 при высоких температурах.

 Изучение закономерностей роста зерен различных металлов и сплавов при нарастающих температурах, а также в изотермических условиях
представляет не только теоретический, но и значительный практический
интерес. Получаемые экспериментальные данные могут быть использованы для назначения рациональных, научно обоснованных режимов нагрева для обработки давлением (прокатка, штамповка, ковка и др.),
химико-термической и термической обработки. Особенно большое значение имеет исследование кинетики роста зерен стали. Подбор методами
высокотемпературной металлографии оптимальных температур нагрева
стали для разных технологических процессов, не вызывающих чрезмерного увеличения размеров зерен, практически проведен нами в содружестве с рядом промышленных предприятий и дал положительные результаты. Олин из примеров применения данной методики — использование результатов изучения закономерностей роста зерен сталей 18ХГТ
и З0ХГТ для установления наиболее производительной технологии скоростной цементации шестерен.

При исследованиях роста зерен путем наблюдения за поверхностью
образца было необходимо установить корреляцию между расположением «канавок» по границам зерен, выявляемых при высоких темпера-
турах, и расположением границ зерен под поверхностной зоной образца.

 Значительный интерес представляет исследование закономерностей
протекания собирательной рекристаллизации аустенита при прямом наблюдении за одним и тем же участком на поверхности образца.

      В проводившихся ранее работах по изучению изменения размеров
зерен, аустенита при нагреве процесс роста зерен аустенита обычно рас-
сматривали как непрерывный, протекающий с постепенно возрастающей
скоростью по мере повышения температуры. Были предприняты
попытки установить математическую связь между скоростью роста зерен аустенита и скоростью нагрева. При этом предполагалось, что характер изменения размеров зерен подчиняется сравнительно простой
математической закономерности. Ряд экспериментальных работ, выполненных автором совместно с Е. И. Антиповой, позволил установить, что кинетика процесса рекристаллизации аустенита разных сталей может быть различной.
        Можно считать установленным, что на характер про-
цесса рекристаллизации аустенита основное влияние оказывает химический состав стали, ее предварительная деформация и термическая обработка, которые могут вызвать фазовый (внутренний) наклеп, создающий большие внутренние напряжения и приводящий при определенных условиях к быстрому
 «скачкообразного»  росту зерен.
        Прямым наблюдением в микроскоп за одним и тем же участком
образца при различных постепенно повещающихся температурах уста-
новлено, что существуют по крайней мере четыре различные кинетики
процесса рекристаллизации.
        На рис. 1 приведен схематический график, иллюстрирующий на-
блюдаемые в микроскоп закономерности рекристаллизаций аустенита.
Например, кривая 1 характеризует процесс рекристаллизации, протекающий в виде монотонного увеличения размера зерен аустенита, посте-
пенно ускоряющегося по мере роста температуры. Такая кинетика наблюдается преимущественно при исследовании микростроения отожженных образцов, имеющих минимальные остаточные напряжения внутри
зерен или на их границах. В ряде случаев процесс рекристаллизации по
данной кинетике протекает и в деформированных образцах, что может
свидетельствовать о возможности монотонного роста зерен даже при
наличии внутренних напряжений. Необходимо обратить внимание на
некоторую особенность процесса рекристаллизации аустенита, проявляющийся в виде «скачкообразного» увеличения размера зерен при
определенной «критической» температуре. При этом изменение температуры всего лишь на несколько градусов приводит к возрастанию площади зерен в плоскости шлифа во много десятков и даже сотен раз.
Такое изменение размеров зерен, иллюстрируемое кривой 2 на рис. 1,
объясняется преодоление определенного энергетического барьера. На
этот процесс скачкообразного роста размеров зерен, возможно, оказывает влияние наклеп, возникающий в зернах в процессе предварительной
 термической и механической обработки.

Рис.1. Характер изменения средней величины зерна аустенита в зависимости от температуры нагрева

    Нередко процесс рекристаллизации сопровождается не одним, а
двумя резкими скачкообразными возрастаниями величины зерен (кривая 3 на рис. 1). Такое изменение размеров зерен может быть связано с преодолением двух энергетических барьеров, соответствующих
различным температурам. При этом до двух определенных значений температуры происходит медленный, постепенный рост зерен аустенита,
проявляющийся в увеличении одних зерен за счет уменьшения соседних.
Затем, после достижения известного температурного интервала порядка
нескольких градусов, возникают условия, при которых отдельные зерна,
обладающие, по-видимому, наиболее благоприятно ориентированным
расположением кристаллической решетки, «присоединяют» к себе боль-
шие участки соседних зерен и даже целые зерна. Такое двукратное скачкообразное увеличение размеров зерен аустенита при определенных
значениях температуры происходит в образцах, предварительно прошедших механическую обработку давлением и термическую обработку
и не подвергавшихся отжигу для снятия остаточных напряжений.
Представляет интерес особенность процесса рекристаллизации
аустенита, проявляющаяся в виде закономерности, иллюстрируемой
кривой 4 (рис. 1). При этом в начале нагрева повышение температуры
вызывает некоторое увеличение размеров зерен, а затем при достижении определенного значения температуры внутри отдельных крупных
зерен аустенита возникают новые, более мелкие зерна, которые образуются как бы из новых центров кристаллизации. Последующее повышение температуры всего на несколько градусов вызывает резкое увеличение размеров этих новых зерен, тогда как после прохождения этого
температурного интервала дальнейшее повышение температуры приводит к медленному возрастанию размеров зерен аустенита.
     Повышение температуры нагрева рассматриваемого образца до
950 ºС и выдержка при этой температуре в течение 10 мин. приводят к
Увеличению размера зерен до 805 мк2, тогда как при 1000 ºС (выдержка
10 мин.) величина зерен аустенита резко возрастает более чем в 20 раз
и составляет около 9400 мк2.
     Дальнейшее повышение температуры до 1050 ºС и выдержка в течение 10 мин. вызывают увеличение размеров зерен до 13800 мк2
    Микрофотографии снимали соответственно при 1100 и 1200 после 10 мин. выдержки при каждой температуре. Средняя площадь зерен возросла до 18350 и 37300 мк2. Дальнейшее повышение температуры всего на 50 ºС (до 1250 ºС) и выдержка в течение 10 мин. вызывают второй «скачок» в увеличении
плошади зерен: при этой температуре средняя площадь зерен возрастает
понтии 10 раз и составляет 357500 мк2.
     При определенной температуре размеры зерен аустенита уменьшаются, а затем быстро растут. В участке образца,
снятом при 1150 ºС, выявлены широкие гарнцы крупных зерен аустенита. Внутри этих зерен можно заметить следы старых границ зерен, су-
ществовавших ранее, при более низкой температуре. В зоне, отмеченной
стрелкой и имевшей температуру 1180 ºС, видны очерченные тонкими
границами новые зерна, возникшие при этой температуре и образовав-
шиеся как бы из новых центров кристаллизации. Увеличение темпера-
туры всего на 20 ºС (до 1200 ºС) приводит к резкому увеличению этих новых зерен в табл. 2 приведены средние величины площади зерен
аустенита а ряде, исследованных нами сталей.

                                  Табл. 2

Темпе-

ратура

ºС

Средняя площадь, мк2,зерен аустенита сталей

20

45

12Х2Н4А

20Х

ЭИ395

18ХГТ

900

950

1000

1050

1075

1100

1125

1150

1175

1200

835

910

19500

31700

―

40150

41800

57600

60500

73200

715

805

9400

13800

14100

18350

―

20900

32100

37300

210

262

575

3640

―

8350

―

17400

―

21000

415

1655

3340

―

6150

―

11500

―

12150

810

1120

3010

6850

8400

13800

18100

25940

3590

40720

105

130

165

404

―

1240

―

5940

―

11080