» » Физический механизм процессов при скоростном нагреве и охлаждении материалов
24.12.2014

Анализ теоретических и экспериментальных результатов исследования влияния различных способов импульсного нагрева на упрочнение и структуру металлов позволяет выделить общие и различные черты этих методов упрочнения и построить физические модели соответствующих процессов.
Приведем краткую сводку результатов теоретических работ, посвященных анализу тех процессов взаимодействия излучения с металлами, которые могут влиять на структурные превращения. Рассмотрим, следуя Анисимову и др., процесс поглощения света непрозрачным твердым телом. Для металлов этот процесс можно описать на основе модели электронного газа.
Свет, падающий на металл, частично отражается, а частично поглощается в слое толщиной h = 10в-5/10в-6 см (h=(1/5), где S — коэффициент поглощения света). Поглощение света приводит к повышению температуры газа валентных электронов Te и нагреванию решетки, состоящей из ионов, масса которых на несколько порядков выше массы электронов. Это различие масс приводит к тому, что нагревание электронного газа происходит быстрее, чем нагрев решетки. Как показано в работе Каганоад, Лифшица и Танатарова, изменение температуры решетки Ti описывается релаксационным уравнением
Физический механизм процессов при скоростном нагреве и охлаждении материалов

Время релаксации t при воздействии лазерного импульса составляет 10в-11 сек. Напомним, что для режима свободной генерация длительность импульса составляет 10в-3 сек, а импульс состоит из пичков длительностью 10в-6 сек, что на 5 порядков больше времени релаксации. Это значит, что нагрев металла происходит как нагрев сплошной среды.
Оценим повышение энергии атомов при этом воздействии. Площадь круга фокусировки составляет 10в-4 см2, толщина поглощенного слоя 10в-5 см, т. е. энергия светового пика поглощает в объеме 10в-9 см2 за время 10в-6 сек. Энергия пика приближенно равна 10в-2 дж (10в5 эрг, 10в17 эв).
Подсчитаем количество атомов, среди которых распределяется эта энергия. Примем, что плотность металла составляет 10 г/см3, а атомный вес Л = 100, тогда число атомов, заключенное в объеме 10в-9 см3, будет составлять 10в13. Если вся энергия передана атомам, что на это приходится 10в4 эв. Укажем, что теплоты испарения металлов обычно составляют менее 10 и никогда не превышают 200 ккал/моль (23 ккал/моль соответствуют 1 эв/атом), т. е. составляют не более 10 эв/атом. Следовательно, энергия, приходящаяся на одну частицу при действии лазерного пика, не менее чем в 10 раз превышает энергию для перехода атома из кристаллической решетки в газообразное состояние.
Таким образом, при действии одного пика лазерного импульса материал должен испаряться. Однако поглощаемая атомом энергия на несколько порядков превышает теплоту испарения, поэтому должны действовать и другие механизмы диссипаций энергии. Пока при расчете мы не будем учитывать того, что каждый импульс состоит из многих пиков.
Если рассматривать сечение области воздействия луча на металл, то в поверхностном слое зоны воздействия наблюдаются эффекты конденсации из газовой фазы, затем располагается зона застывшего расплава и, наконец, зона термического влияния.
Рассмотрим, следуя Кидину, особенности фазовых превращений в стали при высокоскоростном нагреве.
При быстром нагреве возможно изменение последовательности превращения фаз по сравнению с медленным. Вследствие расходования большей части вводимого тепла на повышение температуры, аустенит с меньшей концентрацией углерода становится устойчивым прежде, чем могут сойтись в середине ферритного промежутка аустенитные границы с содержанием углерода 0,8%. Например, при 740°С устойчивы зародыши с 0,66% С, при 340°С с 0,25% С и т. д.
Таким образом, при быстром нагреве кроме процесса зарождения зерен на границе частиц цементита и феррита и диффузии углерода внутрь аустенитного зерна появляются два новых процесса: интенсивное зарождение зерен на границе аустенита с ферритом с последующим ростом в сторону объема с меньшей концентрацией углерода и зарождение зерен внутри феррита в тех местах, где вследствие концентрационной неоднородности имеется количество атомов углерода, отвечающее устойчивому существованию зародыша при достигнутой температуре. Превращение феррита в аустенит заканчивается при температуре значительно выше A1, но раньше окончания диссоциации цементита.
Общий процесс образования аустенита опережает диффузионное распространение фронта, имеющего концентрацию углерода, близкую к 0,8%. Процесс диссоциации цементита идет значительно быстрее, чем при медленном нагреве.
При медленном нагреве доэвтектоидной стали вначале образуется высокоуглеродистый аустенит (0,8% С), а затем концентрация углерода в аустените уменьшается, в то время как при -быстром нагреве наряду с высокоуглеродистым аустенитом вблизи цементита образуется одновременно малоуглеродистый аустенит (вдали от цементита при более высокой температуре). Равномерное распределение углерода в аустените может быть достигнуто только при более высокой температуре, чем в случае медленного нагрева.
Следует отметить, что при быстром нагреве кристаллы аустенита могут возникать не только на границах зерен феррита, но и на границах блоков. При повышении температуры до 820°С критический размер зародыша аустенита также сильно уменьшается. Так, для температуры 820°С размер зародыша аустенита, содержащего 34-4 элементарные ячейки с содержанием углерода 0,25%, составляет 15—20 А, т. е. значительно меньше толщины границы блока.
Удельная поверхность границ блоков в техническом железе в 20 раз больше поверхности раздела границ зерен (2400 мм2/мм3 по сравнению со 120 мм2/мм3). Таким образом, как впервые указано И. Н. Кидиным, при быстром нагреве в стали к моменту охлаждения может быть создан весьма измельченный аустенит, имеющий повышенную плотность дефектов.
Теоретические исследования, проведенные на основе анализа уравнения диффузии углерода в аустените, показывают, что чем больше межпластиночное расстояние в ферритно-цементитной структуре, тем больше время, необходимое для превращения в аустенит всего ферритного промежутка. При температуре, близкой к равновесной (723°С), скорости нагрева, обеспечивающие полное превращение внутри ферритного промежутка, очень малы даже для мелкодисперсной исходной структуры. Так, для сорбита (межпластиночное расстояние 0,2 мк) предельная скорость нагрева составляет 40 град/сек. При скорости нагрева 10 000 град/сек превращение произойдет уже при 760°С, а при 730°С превратится лишь 5% феррита.
Для того чтобы непревращенный феррит сохранялся до 7904-800°С, необходимы скорости нагрева более 75000 град/сек. При нагреве токами высокой частоты (ТВЧ) скорости составляют не более 1000 град/сек, и процесс является чисто диффузионным.
При исследовании неизотермического процесса нагрева расчет показывает дальнейшее снижение предельной скорости, при которой аустенитные границы сходятся внутри перлитного промежутка (например, для сорбита 8 град/сек вместо 40 град/сек). Бездиффузионные превращения по границам блоков мозаики могут начаться при 820°С, а полиморфное превращение в железе происходит при 910°С. При нагреве ТВЧ диффузионное образование аустенита происходит при более низких температурах.
При сравнении результатов исследования нагрева стали световыми импульсами лазера и индукционным методом следует иметь в виду специфику выделения и распределения тепла при индукционном нагреве. Определяющим фактором в изменении хода кривой индукционного нагрева железоуглеродистых сплавов является магнитное превращение феррита, который при температуре Кюри (768°С) переходит из ферромагнитного в парамагнитное состояние. Возникающие при этом изменения в электромагнитной системе индуктор — металл приводит к резкому замедлению роста температуры поверхностного слоя.
В работе Кидина и Морозовой исследовано влияние соотношения фаз в углеродистых сталях, содержащих от 0,025 до 0,8% С на кинетику индукционного нагрева. Получено, что кривые нагрева для всех сталей качественно одинаковы, после достижения точки Кюри скорость нагрева уменьшается на порядок (например, от 5500 до 400 град/сек). Таким образом, различие в величине теплового эффекта перлитоаустенитного превращения для железа (q~0), стали-45 (q=10 кал/г) и стали-У8 (23,5 кал/г) не вносят изменений в кинетику нагрева и не сказываются на температуре начала перегиба на кривой нагрева.
Решающее значение имеет перераспределение выделяемой током мощности при поверхности поверхностным слоем ферромагнитных свойств и процессы теплоотвода, а не тепловой эффект перлито-аустенитного превращения. Некоторые количественные отличия обусловлены изменением объема феррита в исходном материале.
Аналогичное исследование чугунов различного фазового состава, проведенное Кидиным и Морозовой, показали существенное отличие в кривых нагрева чугуна и стали. Это отличие связано прежде всего с различными величинами коэффициента теплопроводности λ (для чугуна 0,07, для стали 0,16 кал/см*сек*град). Из-за более низкой теплопроводности чугуна процесс теплоотвода в нем тормозится до такой степени, что отбор тепла от поверхностного слоя во внутреннее не может превзойти скорости выделения тепла в поверхностном слое.
Для ковкого перлитного и ковкого ферритного чугунов поверхностный слой нагревается быстрее, чем в стали, также и за счет графита, обладающего высоким электросопротивлением. Белый чугун, содержащий большое количество цементита, дает на кривой нагрева еще один перегиб, связанный с точкой Кюри цементита (210°С). Таким образом, кривые скорости нагрева при постоянной мощности индуктора состоят не из двух участков, как в стали, а из трех; пример соотношения этих скоростей: 1610 : 850 : 180 град/сек.
Высокие скорости нагрева приводят к улучшению механических свойств не только при закалке, но и при отпуске стали. В качестве примера можно привести данные работы Кидина и др., посвященной электротермомеханической обработке стальной проволоки. В условиях скоростного электроотпуска, исключающих коагуляцию карбидных частиц, преимущественное выделение карбидов вдоль поверхностей раздела мартенситных игл и линий сдвигов должно приводить к образованию текстуры выделений трооститно-сорбитной составляющей, ориентированной по мартенситу.
Электроотпуск стали-40 (0,4% С) после термомеханической обработки проводился со скоростью нагрева 2000 град/сек. На электронно-микроскопических снимках наблюдается ориентированное выделение карбидной фазы. Этот эффект связан с тем, что искажения кристаллической решетки при деформации имеют направленный характер, поэтому при отпуске диффузия также приобретает направленный характер (восходящая диффузия) и происходит локализация избыточной фазы вдоль плоскостей скольжения.
Термомеханическая обработка дает прочность, превышающую прочность после закалки, но при обычном отпуске соотношение сохраняется лишь до температуры 400°С. При отпуске с быстрым нагревом даже при температуре отпуска 600°С предел прочности стали не ниже 170 кГ/мм2.
Процесс разупрочнения сталей при высоких температурах обычно связывают с коагуляцией карбидных частиц и развитием ранних стадий рекристаллизации, сопровождающихся укрупнением блоков в a-фазе. При электроотпуске стали в условиях больших скоростей нагрева развитие этих процессов в значительной степени подавляется, что обеспечивает получение более высокой прочности стали по сравнению с прочностью при обычном отпуске.
Рентгеновские исследования показывают, что ширина линий на рентгенограммах после электротермомеханической обработки и после электроотпуска закаленной стали больше, чем после обычного отпуска.
Большая ширина интерференционных линий при низких температурах электроотпуска связана с кратковременностью нагрева, и сохранением в растворе большого количества углерода. При более высоких температурах отпуска различие в ширине линий связано с повышенной плотностью дефектов кристаллической решетки.
В работе Бернштейна и Штремеля был предложен дислокационный механизм, объясняющий возможное сохранение деформационных дефектов при последующем нагреве и охлаждении. Наследование дефектов при закалке, в частности, может быть связано с тем, что мартенситное превращение, меняя геометрию решетки в целом, полностью сохраняет взаимное расположение соседних атомов. Сохранение повышенной плотности дислокаций в a-фазе при медленном нагреве стали до температуры A1 может быть связано, как указывается в работе Кидина и др., с устойчивостью границ холоднодеформированных зерен и с влиянием карбидной фазы. Действительно, методом авторадиографии показано, что в процессе рекристаллизации и последующей фазовой перекристаллизации холоднодеформированного железа и его сплавов не происходит существенного изменения в местоположении атомов на границах зерен.
Экспериментально установлено также, что наследственность дефектов холоднодеформированного железа может сохраняться до температур, значительно превышающих температуру рекристаллизации. Наличие карбидной фазы тормозит процесс рекристаллизации и способствует сохранению дефектов. Так, в работе Ke показано, что в стали-40ХГ после закалки и отпуска при 718°С в течение 72 ч каждая карбидная частица была окружена густой сеткой дислокаций.
При постановке исследований влияния многократного нагрева лучом лазера на свойства стали учитывались результаты выполненных ранее работ по изучению влияния повторной термообработки. Так, для Ст-40 (0,4% C) было получено, что двойная закалка (печная и электрозакалка) повышает прочность до 310 кГ/мм2, но пластичность при этом резко снижается.
В работе Кидина, Липчина и Рябова изучено влияние многократной электрообработки на механические свойства ста-ли-40ХН (0,4% С, 1 % Cr, 1,3% Ni). Цикл обработки заключался в электронагреве образца со скоростью 50 град/сек до температуры аустенизации, охлаждении воздухом со скоростью 50 град/сек до температуры изотермического распада аустенита и выдержки при этой температуре. По окончании выдержки начинался следующий цикл. С температуры аустенизации последнего цикла образцы закаливали водой. Получено, что однократная электрозакалка увеличивает прочность на 15 кГ/мм2 по сравнению с печной закалкой, а двукратное циклирование повышает прочность еще на 35 кГ/мм2. Дальнейшее увеличение числа циклов до пяти не приводит к повышению прочности. Двойная электрозакалка приводит примерно к тому же значению прочности, но пластичность при этом значительно ниже.
Микроисследование показало, что двойная электрозакалка приводит к уменьшению размера зерен до 1/2 мк по сравнению с 254-80 мк после печной закалки. Изменение числа циклов электротермообработки по заданному режиму не меняет размера зерен; ширина линии α-фазы на рентгенограммах и электросопротивление, зависящее от содержания углерода в растворе и наклепа, не меняются. В книге Давиденкова и Лихачева указывается, что при циклической обработке наклеп от каждого цикла обязательно снимается последующим циклом нагрева.
Дехтяр и Мадатова показали, что при циклической термообработке сплавов плотность дефектов возрастает, но при высоких температурах, когда очень сильные искажения решетки при закалке препятствуют движению дислокаций, плотность дефектов с числом циклов не меняется.
Повышение механических свойств при циклической электротермообработке связано с неоднородностью мартенсита, в частности с величиной участков, содержащих различное количество углерода. Кидиным показано, что при электронагреве возникает аустенит с неоднородным распределением углерода, что является одной из причин упрочнения стали при электрозакалке. Наибольшей прочностью при прочих постоянных условиях обладает мартенсит, у которого степень неоднородности в целом меньше, а сами зоны неоднородности максимально измельчены. По-видимому, эти механизмы и объясняют высокие механические свойства стали при циклической электротермообработке. Неоднородность аустенита в этом случае связана с различием в продолжительности инкубационного периода при изотермическом распаде и изменением температуры начала мартенситного превращения при закалке для участков с различным содержанием углерода.
Рассмотрим общие и различные черты нагрева металла токами высокой частоты и световыми импульсами лазера.
Общим является достаточно большая скорость нагрева для достижения некоторого сдвига критических точек и получения существенного увеличения плотности дефектов кристаллической решетки.
При облучении световыми импульсами лазера максимальная скорость нагрева, по-видимому, определяется не скоростью подведения энергии извне, которая очень велика (например, при воздействии гигантского импульса весь процесс подведения энергии заканчивается за 10в-8 сек и подводимая мощность составляет до 10в11/10в12 вт/см2). При этих условиях скорость нагрева определяется не скоростью подведения энергии, а способностью твердого тела воспринимать эту энергию. По расчетным оценкам скорость нагрева даже при действии сравнительно длительного импульса (10в-3 сек) достигает 10в10 град/сек по сравнению с 10в4 град/сек, достижимых при нагреве ТВЧ.
Это приводит к тому, что повышается возможность наблюдения бездиффузионных превращений при нагреве стали импульсами лазера.
Следует также отметить принципиальное отличие в механизмах нагрева стали ТВЧ и световыми импульсами. При нагреве ТВЧ на скорость нагрева оказывают определяющее влияние магнитные свойства материала. Поэтому скорости нагрева в интервалах температур ниже и выше точки Кюри отличаются примерно на порядок и в интервале фазовых превращений при нагреве оказываются сравнительно низкими.
При облучении механизм нагрева не изменяется вплоть до плавления стали, поэтому можно ожидать значительно более равномерного высокоскоростного нагрева до высоких температур, включая области фазовых превращений.