Металлопрокат
Металлоконструкции
Обработка металла
В результате многократных циклов фазового перехода при нагреве и охлаждении можно измельчить первичное аустенитное зерно в сталях до 14 1/2 балла по шкале ASTM. Размер конечного зерна будет зависеть от различных факторов: химического состава стали, исходной микроструктуры, скорости нагрева в интервале превращения, максимальной температуры нагрева, времени выдержки выше точки A3 и числа циклов быстрый нагрев — охлаждение.
Измельчение зерна в мартенситных сталях обусловливает повышение предела текучести на 350 Мн/м2 (35 кГ/мм2) и предела прочности на 210 MhIm2 (21 кГ/мм2) и приводит к незначительному снижению ударной вязкости. Температура перехода из вязкого состояния в хрупкое при измельчении зерна значительно понижается. В данной работе изучено влияние указанных факторов на механические свойства глубоко прокаливающихся сталей системы Ni-Cr-Mo со сверхмелким зерном и установлена взаимосвязь прочности и ударной вязкости с микроструктурой.
Основным способом регулирования размера зерна в сталях является введение легирующих элементов — ингибиторов роста зерна, например алюминия, титана, циркония и ванадия. Эти элементы образуют стабильные при высоких температурах нагрева нитриды, карбонитрнды или карбиды, которые препятствуют росту зерна. Таким образом, можно получить в стали после обычной термической обработки размер зерна порядка 8—9-го балла шкалы ASTM. Сталь с таким размером зерна будет иметь более низкую температуру перехода из вязкого состояния в хрупкое, меньшую прокаливаемость при практически неизменном уровне прочности.
Недавно Грэндж предложил способ измельчения первичного зерна аустенита в сталях до 14 1/2 балла по шкале ASTM (диаметр зерна 3—5 мкм). Сущность предлагаемого им способа заключается в проведении многократных циклов быстрого нагрева (аустениза-ции) и охлаждения. Этот способ, получивший в настоящее время название «термообработка с быстрым нагревом», применим ко всем сталям — с мелким зерном и с крупным, упрочняющимся в результате закалки, и может быть также использован в других сплавах, имеющих превращение, близкое по своим характеристикам к превращению в стали.
В отличие от сталей с мелким зерном стали со сверхмелким зерном, полученным в результате термической обработки с быстрым нагревом, имеют значительно более высокие прочностные свойства (σb и σ0,2) и несколько меньшие значения ударной вязкости в области вязкого разрушения. Порог хладноломкости в сталях со сверхмелким зерном сдвинут к значительно более низким температурам. Таким образом, указанный способ дает новый принцип упрочнения сталей, отличающийся тем, что повышение прочностных свойств достигается без одновременного снижения ударной вязкости.
В легированных сталях с низким содержанием примесных элементов можно получить после термической обработки с быстрым нагревом работу разрушения на образцах Шарпн с V-образным надрезом при соответствующих значениях предела текучести:
В работе рассмотрен этот способ, позволяющий получать регулируемый размер зерна в результате термоциклирования. Детально анализируется влияние различных параметров на поведение легированных сталей при термической обработке с быстрым нагревом, их микроструктуру и механические свойства.
Факторы, влияющие на измельчение зерна при термоциклировании
Перечислим основные факторы, влияющие на степень измельчения зерна и механические свойства сталей при термической обработке с быстрым нагревом:
1) химический состав стали; 2) исходная микроструктура; 3) скорость нагрева; 4) максимальная температура нагрева; 5) продолжительность выдержки при температуре выше точки А3; 6) число циклов нагрев-охлаждение; 7) режим отпуска после проведения циклов нагрев-охлаждение.
Чтобы оценить важность этих факторов и изучить влияние термической обработки с быстрым нагревом на механические свойства сталей, предварительное исследование проводили на высокопрочной стали в закаленном и отпущенном состоянии с высокой ударной вязкостью.
Выбранная для предварительного исследования сталь 5% Ni+Cr+Mo+V (HY=300) имеет после закалки и отпуска высокие значения предела текучести и ударной вязкости. Химический состав исследованной плавки стали следующий, % (по массе): 0,10 С; 0,72 Mn; 0,007 Р; 0,004 S; 0,26 Si; 4,95 Ni; 0,58 Cr; 0,52 Mo; 0,64 V; 0,019 Al; 0,010 N; 0,002 О.
Термическую обработку с быстрым нагревом проводили на индукционном аппарате мощностью 200 квт и частотой тока 3000 пер/сек. Заготовки в виде пластин, имеющие размеры 12,5*152*228 мм, перемещались в индукторе вертикально с контролируемой скоростью и закаливались в спрейере.
Было изучено влияние указанных факторов на прочностные свойства и ударную вязкость стали:
Кроме механических свойств, исследовали также изменение микроструктуры и размера зерна после выбранных режимов быстрого нагрева.
Статистическая обработка полученных результатов позволила вывести уравнения, позволяющие предсказывать прочностные свойства и ударную вязкость при любых сочетаниях изученных факторов. Однако эти уравнения довольно сложны и не дают возможности простой интерпретации результатов расчета. Детальный математический анализ уравнений показал, что для получения максимального упрочнения сталь 5 Ni+Cr+Mo+V после прокатки должна быть подвергнута пяти циклам быстрого нагрева с максимальной скоростью нагрева 9 град/сек и минимальной выдержкой при температуре аустенизации 10—15 сек с последующим быстрым охлаждением (закалкой). Максимальная температура аустенизации должна быть несколько выше точки Аз (776° С), а после проведения циклов быстрый нагрев-закалка необходим отпуск при 205° С.
Изменение предела текучести и ударной вязкости стали после термической обработки показано на рис. 1 (образцы в исходном состоянии имели структуру горячей прокатки). После термической обработки по указанным выше оптимальным режимам предел текучести стали увеличивается с 1050 Мн/м2 (105 кГ/мм2) до 1400 Мн/м2 (140 кГ/мм2), а ударная вязкость снижается незначительно.
Другие сочетания изученных факторов обеспечивают значительное повышение ударной вязкости [на 42 дж (4,2 кГ*м) при незначительном повышении прочностных свойств]. В целом термическая обработка с быстрым нагревом обеспечивает лучшее сочетание прочность — ударная вязкость по сравнению с обычной (печной) термической обработкой. В табл. 1 приведены механические свойства после обычной термической обработки и термической обработки с быстрым нагревом по оптимальному режиму.
После обработки с быстрым нагревом размер первичного аустенитного зерна был равен 14 1/2 балла по ASTM. После пяти циклов быстрого нагрева и последующего отпуска при 538° С предел текучести становился равным пределу прочности (σ0,2/σв=1). Такое соотношение, получаемое при температурах отпуска выше 205° С, обычно нежелательно. Поэтому в дальнейшем температура отпуска после быстрого нагрева была ограничена 205° С. Различие в кривых изменения ударной вязкости стали 5Ni+Cr+Mo+V с температурой после обычной термической обработки и быстрого нагрева показано на рис. 2. Измельчение зерна после быстрого нагрева обусловило плавное снижение работы поглощения с понижением температуры испытаний. Резкий переход из вязкого состояния в хрупкое, характерный для образцов после обычной термической обработки, термической обработки с быстрым нагревом не наблюдался. Поглощенная энергия в этом случае снижалась на образцах Шарпи с V-образным надрезом с 83 дж (8,3 кГ*м) при -73° С до 55 дж (5,5 кГ*м) при -195° С.
В процессе предварительного исследования возникло множество вопросов, касающихся влияния изучаемых факторов. Например, чем обусловлено то, что исходная микроструктура после прокатки более предпочтительна по сравнению с исходной структурой закалки? Имеются ли другие оптимальные в отношении измельчения зерна исходные микроструктуры? Каковы критерии выбора стали, менее чувствительной к росту зерна при нагреве до максимальной температуры? Можно ли выбрать сталь с таким химическим составом, чтобы после быстрого нагрева можно было проводить отпуск при температурах более 205° С без достижения отношения σ0,2/σb, равного единице? Каково влияние химического состава стали? Имеются ли ограничения для скорости нагрева и числа циклов? Результаты изучения перечисленных факторов рассмотрены ниже. Предварительные данные о влиянии химического состава стали будут сообщены позже.
Скорость нагрева и число циклов
Чтобы получить более обширные сведения о влиянии скорости нагрева и числа циклов, были проведены дополнительные исследования на стали 5 Ni+Cr+Mo+V, использованной в предварительном исследовании. Такие же образцы размером 12,5X152X228 мм подвергали термической обработке на описанном ранее аппарате индукционного нагрева. Образцы нагревали со скоростями 1, 4; 5 и 9 град/сек, число циклов быстрого нагрева при каждой скорости составляло 1; 2; 3; 4; 5; 7 или 9. В каждом случае максимальная температура нагрева составляла 776,5+5,5° С, и после последнего цикла быстрый нагрев — охлаждение пластины подвергали отпуску при 205° С.
Размер зерна и механические свойства стали после обычной термической обработки и каждого варианта быстрого нагрева приведены в табл. 2, а изменение предела текучести и размера зерна в зависимости от варианта обработки показано также на рис. 3 и 4. Для каждой скорости нагрева предел текучести непрерывно возрастал с увеличением числа циклов аустенизации до пяти, при большем числе циклов предел текучести не изменялся. Однако на рис. 5 показано, что увеличение числа циклов с пяти до семи вызывает дополнительное измельчение зерна при высоких скоростях нагрева. При увеличении числа циклов до девяти дальнейшего измельчения зерна не происходит. Таким образом, насыщение механических свойств достигается раньше, чем в случае измельчения зерна.
Установлено также, что важным фактором является скорость нагрева. Так, при скорости нагрева 1,3 град/сек максимальное увеличение предела текучести составляло 155 Мн/м2 (15,5 кГ/мм2), а при 9 град/сек — 280 Мн/м2 (28 кГ/мм2), т. е. примерно в два раза выше. При увеличении предела текучести на 280 Мн/м- (28 кГ/мм2) поглощенная энергия на образцах Шарпи с V-образным надрезом снижалась на 26 дж (2,6 кГ*м), а удлинение уменьшалось незначительно. Это изменение ударной вязкости было большим, чем в последующих исследованиях. Однако такое снижение ударной вязкости в стали значительно меньше по сравнению с уменьшением поглощенной энергии на 2 дж (0,2 кГ*м) при увеличении предела текучести на 10 Мн/м2 (1 кГ/мм2) в сталях с таким же уровнем прочности, достигнутым за счет выделения карбидных или интерметаллидных частиц.
Грэндж показал, что в сталях, склонных к закалке (стали 8650, 4340 и 4310), после термической обработки, подобной термической обработке с быстрым нагревом в данной работе, зависимость изменения предела текучести от размера первичного аустенитного зерна на графике в координатах предел текучести — обратная величина корня квадратного из диаметра первичного аустенитного зерна является линейной.
Кроме того, в каждой из исследованных сталей указанные прямолинейные зависимости имели одинаковый наклон. Это указывает на то, что увеличение предела текучести при данном уменьшении размера первичного аустенитного зерна не зависит от химического состава стали.
Через экспериментальные точки (рис. 5) можно провести прямую линию, однако более правильно эта зависимость от размера зерна представляется в виде двух прямых линий, причем одна из них относится к пластинам, нагретым со скоростями 1,4 и 5 град/сек, а другая — к пластинам, нагретым со скоростью 9 град/сек. Раздвоение линий вначале казалось неожиданным, хотя микроструктурные исследования, о которых будет сказано позднее, подтвердили правильность графической обработки результатов в виде двух различных линий.
Экспериментальные точки, соответствующие образцам, повергнутым двум циклам аустенизации со скоростью нагрева 5 град/сек, и образцу, нагретому со скоростью 9 град/сек за один цикл, не укладываются ни на верхнюю, ни на нижнюю прямые. Микроструктурные исследования этих образцов показали, что они имеют разнозернистую структуру, в результате чего определение среднего размера зерна будет давать лишь слабое приближение к эффективному диаметру зерна.
Влияние химического состава стали
Для изучения влияния химического состава стали при термической обработке с быстрым нагревом было проведено статистическое исследование на серии из 16 плавок раскисленной алюминием стали, содержание элементов в которой изменялось в следующих пределах: 0,12— 0,24% С; 3-9% Ni; 0,25-0,75% Cr; 0,25—0,75% Mo; 0,25—0,75% Mn. Для выяснения воспроизводимости результатов и изучения нелинейных эффектов дополнительно было исследовано шесть плавок с номинальным составом (0,18% С; 0,50% Mn; 6% Ni; 0,5% Cr и 0,5% Mo).
Полученные результаты показали, что при заданном пределе текучести оптимальные значения ударной вязкости достигаются при минимальных содержаниях легирующих элементов в стали: марганца, никеля, хрома и молибдена. Как и следовало ожидать, уровень прочностных свойств в сталях после обычной термической обработки определяется главным образом содержанием углерода. Однако после пяти циклов быстрого нагрева со скоростью 11 град/сек до максимальной температуры, равной А3+11°С, и отпуска при 205°С предел текучести в стали с минимальным и максимальным содержанием углерода повышался на 420 Мн/м2 (42 кГ/мм2) и 490 Мн/м2 (49 кГ/мм2) соответственно по сравнению с обычной термической обработкой (рис. 6). Снижение ударной вязкости в результате упрочнения после термической обработки с быстрым нагревом более значительно в стали с минимальным содержанием углерода по сравнению со сталью с максимальным его содержанием. Статистический анализ экспериментальных данных подтвердил правильность соотношения между прочностью и ударной вязкостью для стали оптимального состава (рис. 7). В данных опытах образцы имели исходную структуру прокатки. Образцы нагревались со скоростью 11 град/сек до максимальной температуры аустенизации А3+111° С, затем их подвергали отпуску при 205° С. Таким образом, можно считать, что после термической обработки с быстрым нагревом в сталях достижим предел текучести 1600 Мн/м2 (160 кГ/мм2) при значении работы поглощения на образцах Шарпи с V-образным надрезом при -18°С 83 дж (8,3 кГ*м).
Эти исследования позволили изучить лишь небольшую часть возможного влияния химического состава стали. При уменьшении размеров аустенитных зерен проявляется очень сильная тенденция к их быстрому укрупнению. Можно ожидать, что элементы-ингибиторы роста зерна будут оказывать сильное влияние на степень измельчения зерна и рациональное использование таких ингибиторов, по-видимому, позволит получить сталь, измельчение зерна в которой будет достигаться в широком интервале скоростей и максимальных температур нагрева. В настоящее время проводят исследование влияния различных легирующих элементов на измельчение зерна в стали, и можно полагать, что будут найдены такие композиции сталей, в которых отпуск можно проводить при температурах ≥205° С без опасения получить отношение оо.г/ов, близкое к 1. Рассмотрим один из таких химических составов стали, %: 0,24 С; 0,80 Mn; 0,006 Р; 0,003 S; 0,26 Si; 8,94 Ni; 0,24 Cr; 0,26 Mo; 0,021 Al*. Сталь такого состава после отпуска при температуре более 205°С имеет σ0,2/σв≠1. В табл. 3 приведены механические свойства стали указанного состава после печного и быстрого нагрева до температуры аустенизации и последующего отпуска
Микроструктурные характеристики
Было изучено влияние режимов термической обработки с быстрым нагревом и различных исходных структур на конечную структуру и механические свойства стали.
Измельчение зерна
Различные стали в зависимости от их исходной микроструктуры, гомогенности, наличия или отсутствия в их химическом составе элементов, способствующих измельчению зерна, и ряда других факторов могут вести себя различно при термической обработке с быстрым нагревом, однако поведение стали 5% Ni+Cr+Mo+V в этих условиях весьма показательно. На рис. 8,а показано, что после одного цикла быстрой аустенизации получается микроструктура с различным размером зерен аустенита, причем в одних областях происходит большее измельчение зерна, чем в других соседних областях. С увеличением числа циклов наблюдали измельчение зерна в тех областях, в которых оно было крупнее, и дальнейшее измельчение в областях с мелким зерном, полученным после первого цикла быстрого нагрева. На рис. 8, в показано, что после пяти циклов быстрого нагрева достигается довольно однородная структура со сверх-мелким зерном, хотя в некоторых областях размер зерна был несколько меньше, чем в других.
Увеличение максимальной температуры нагрева вызывает уменьшение степени разнозернистости структуры после одного цикла быстрой аустенизации, но увеличивает размер зерна в измельченных областях (рис. 8,6). После пяти циклов быстрой аустенизации при высокой максимальной температуре достигается более однородная по размеру зерна микроструктура, но она менее измельчена по сравнению с микроструктурой при более низкой максимальной температуре аустенизации.
Аналогичным образом влияет и уменьшение скорости нагрева. Объем областей с разнозернистой микроструктурой при снижении скорости нагрева уменьшается и одновременно происходит укрупнение аустенитного Зерна.
Дислокационная структура
Термическая обработка с быстрым нагревом вызывает существенные изменения в дислокационной субструктуре стали. После обычной печной термической обработки сталь 5% Ni+Cr+Mo+V имела «шпалерную» дислокационную субструктуру мартенсита. Характерные особенности такой микроструктуры, выявленные методом трансмиссионной электронной микроскопии, показаны на рис. 9, а. После пяти циклов быстрого нагрева со скоростью 9 град/сек плотность дислокаций остается очень высокой, но вместо областей со «шпалерной субструктурой» внутри первичного аустенитного зерна целые зерна или полигоны равномерно заполнены дислокациями высокой плотности. Это указывает на то, что природа превращения при переходе аустенит-мартенсит в стали со сверхмелким зерном изменяется.
На рис. 9,б показано, что при скорости нагрева 5 град/сек даже после семи циклов быстрой аустенизации сохраняются обширные области со структурой шпалерного мартенсита. Образцы после такой термической обработки, а также образец, подвергнутый трем циклам быстрой аустенизации со скоростью 9 град/сек, имели примерно одинаковый средний размер зерна (при увеличении в 100 раз—1425 зерен/см2, балл зерна более 14), но разные значения предела текучести 1345 и 1385 Мн/мм2 (134,5 и 138,5 кГ/мм2). Поэтому на графике прочность — размер зерна (рис. 6) проведены две различные прямые. Микроструктурное исследование показало, что точки, лежащие на нижней прямой, соответствуют образцам со шпалерной оубструктурой, а точки на верхней кривой — образцам с блочной субструктурой и высокой плотностью дислокаций.
Полагая, что изменения размера аустенитного зерна подчиняются тем же закономерностям, что и для ферритного зерна, можно использовать соотношение Петча-Холла (σу=σ1+Kyd-1/2) для объяснения правомочности существования двух различных прямых линий, соответствующих образцам с различной микроструктурой. Данные для образцов с блочной субструктурой укладываются на прямую с верхним пересечением (соответствующим значению σ1 в уравнении Петча—Холла) и меньшим наклоном (определяющим либо величину Ky в уравнении Петча-Холла, либо соотношение между аустенитным и ферритным зерном), а не на нижнюю кривую, соответствующую данным для образцов со шпалерной структурой. Верхнее пересечение можно объяснить тем, что напряжение трения при движении дислокаций через матрицу с блочной структурой выше, чем при движении дислокаций через матрицу со шпалерной структурой.
При скорости нагрева 9 град/сек границами ферритного зерна будут в основном границы первичных аустенитных зерен, а при более низких скоростях нагрева — границы узлов со шпалерной структурой мартенсита. Таким образом, можно ожидать, что число зерен феррита, образовавшихся в каждом первичном зерне аустенита, при низких скоростях нагрева будет больше, чем при скорости нагрева 9 град/сек. Этим можно объяснить больший наклон прямой, соответствующей образцам со шпалерной структурой при vнагр<9град/сек, по сравнению с прямой, соответствующей образцам с блочной структурой при vнагр=9 град/сек. По-видимому, не следует ожидать заметного различия в напряжении, необходимом для распространения деформации от одного ферритного зерна к другому в каждом из этих случаев.
Поведение стали при отпуске
Электронномикроскопическое исследование образцов с помощью лаковых реплик после обычной термической обработки и термической обработки с быстрым нагревом подтвердило значительное различие в микроструктурах с высокими скоростями нагрева.
На рис. 10, а показана микроструктура стали 5% Ni+Cr+Mo+V после закалки. Специфичными особенностями такой микроструктуры является очень крупное зерно, игольчатый вид мартенсита и наличие карбидов внутри мартенситных областей, что указывает на протекание самоотпуска при охлаждении с температуры Mн, которая в стали 5% Ni+Cr+Mo+V достаточно высокая. Микроструктура после термической обработки с быстрым нагревом показана на рис. 10,6 и ее отличительными признаками являются очень мелкое зерно первичного аустенита, отсутствие мартенситных игл внутри зерен и мелких карбидов, несмотря на то что образцы были отпущены при 205° С. Наличие грубых карбидных выделений в микроструктуре стали после быстрого нагрева можно объяснить неполным их растворением при температуре аустенизации.
Данные, полученные при электронномикроскопическом исследовании на лаковых репликах, хорошо согласуются с данными исследования, полученными на тонких фольгах на просвет, и служат доказательством того, что превращение аустенита со сверхмелким зерном происходит иначе, чем аустенита с крупным зерном. Хотя дислокационная структура образцов после превращения не будет иметь шпалерного характера, как у мартенсита после обычной термической обработки, все же считают, что превращение происходит, как мартенситное.
После отпуска микроструктура стали со сверхмелким зерном значительно отличается от микроструктуры после обычной термической обработки и отпуска. Мелкозернистая микроструктура более устойчива к отпуску как в процессе охлаждения с температуры закалки, так и в результате отпуска при 205° С. Такое различие в поведении при отпуске может быть обусловлено большой площадью границ зерен в сверхмелкозернистом материале и их способностью удерживать углерод в твёрдом растворе, затрудняя тем самым выделение карбидов, или же увеличенной плотностью дислокаций в матрице со сверхмелким зерном, что также должно тормозить процесс отпуска. Вероятность последнего предположения подтверждается применимостью уравнения Петча-Холла, что указывает на высокое напряжение трения (высокие значения σі) в стали со сверхмелким зерном.
Исходная микроструктура
Работа, проведенная на стали 5% Ni+Cr+Mo+V, позволила установить влияние исходной микроструктуры на степень измельчения зерна при термической обработке с быстрым нагревом. Предпочтительной исходной структурой в этой стали была структура горячей прокатки (рис. 11). Такая структура характеризуется наличием бейнита с небольшими участками мартенсита самоотпуска. На рис. 11, а показано, что границы зерен феррита сильно декорированы карбидами. Спейч и Зеймай установили, что аустенитное превращение при нагреве начинается обычно в местах пересечений карбидов с высокоугловыми границами ферритных зерен. Рост аустенитного зерна происходит затем быстро, аустенит окружает карбиды и аустенитные зерна растут до тех пор, пока они не начнут соприкасаться друг с другом. После их соприкосновения дальнейший рост зерна происходит с увеличением времени выдержки и повышением температуры.
Таким образом, при термической обработке с быстрым нагревом, когда рост зерна подавлен низкими температурами аустенизации и малыми выдержками, оптимальной исходной структурой будет микроструктура, обеспечивающая максимальную плотность карбидов на высокоугловых границах ферритных зерен. Очевидно, при нагреве мартенсита закалки выделение карбидов происходит внутри мартенситных зерен или на малоугловых границах ферритных зерен, вследствие чего не достигается оптимальная морфология карбидов, обусловливающая измельчение аустенитного зерна. Другие факторы, как, например, сегрегация структуры при горячей прокатке, могут ускорять зарождение аустенитных зерен и способствовать подавлению роста зерна после соприкосновения аустенитных зерен друг с другом и, следовательно, играют важную роль в получении оптимальной исходной структуры горячей прокатки.
Приведенные выше данные показали важное значение исходной микроструктуры стали при термической обработке с быстрым нагревом.
Практические применения
Масштабный фактор
В данной работе исследование проводили на пластинах размером 12,5X152X228 мм. Для их нагрева применяли индуктор. В работе Грэнджа использовали образцы малого размера, а их быстрый нагрев осуществляли погружением в соляную или свинцовую ванны.
Для проведения термической обработки с быстрым нагревом на пластинах толщиной от 12,5 до 76 мм была изготовлена специальная технологическая линия. Допускаемые размеры пластин при термической обработке с быстрым нагревом на такой установке следующие: ширина до 1,2 м; длина до 3 м и толщина до 38 мм. Увеличение толщины пластин, подвергнутых термической обработке, возможно при уменьшении их ширины, так чтобы площадь поперечного сечения не превышала 450 см2.
Индукционному нагреву было отдано предпочтение по тем соображениям, что при его использовании подвод тепла внутрь изделия не будет зависеть только от теплопередачи с поверхности внутрь, как при обычном печном нагреве. Основным недостатком индукционного нагрева является то, что частота тока, обеспечивающая оптимальное проникновение тепла, будет изменяться с изменением толщины пластин. Поэтому, если в идеальных условиях требуется f=50 гц для пластин толщиной 76 мм, то для пластин толщиной 12,7 мм f=10000 гц. Однако проведение нагрева при f=960 гц обеспечивает компромиссное решение и позволяет достичь полезный интервал скоростей нагрева на пластинах требуемой толщины.
При индукционном нагреве должны быть обеспечены условия хорошей аустенизации и последующей закалки изделий. Для этого необходимо специальное приспособление, обеспечивающее эффективную закалку с индукционного нагрева и отсутствие коробления изделий в условиях непрерывного нагрева и охлаждения.
Поковки и заготовки малого размера можно нагревать полностью и закаливать. Основной проблемой, возникающей при быстром нагреве поковок, является обеспечение равномерного нагрева в сечениях разной толщины и формы. При термической обработке таких поковок требуются индукторы специальной формы, а в ряде случаев и использование тока со сложной программой изменения частоты.
Опыт работы на специально спроектированной линии термической обработки с индукционным нагревом показал, что основные технические трудности, связанные с размерами обрабатываемых изделий, могут быть решены и что термическая обработка с быстрым нагревом является практически реализуемым методом повышения прочности, снижения температуры перехода стали из вязкого состояния в хрупкое и улучшения состояния поверхности обрабатываемых пластин.
Прокаливаемость
Прокаливаемость стали снижается при измельчении зерна. Вследствие этого прокаливаемость сталей после термической обработки с быстрым нагревом может быть низкой. Так как размеры зерна в стали в результате такой обработки лежат ниже того интервала, для которого имеются данные по прокаливаемости, а характеристики превращения в сверхмелкозернистой стали отличаются от характеристик превращения в обычных сталях, то простая экстраполяция имеющихся данных по прокаливаемости в область сверхмелкого зерна нецелесообразна.
Грэндж показал, что использование методики торцовой закалки для определения влияния сверхмелкого аустенитного зерна на прокаливаемость стали 8640 может приводить к ошибочным оценкам, так как сталь со сверхмелким зерном при использовании этой методики имела более высокую прокаливаемость, чем крупнозернистая сталь. На рис. 12 показано, что твердость стали 8640 с размером зерна балла 13 по ASTM выше при использовании торцовой закалки, чем в той же стали с размером зерна балла 8,5 по ASTM. Эта аномалия обусловлена повышением прочности, а следовательно, и твердости в стали со сверхмелкозернистой микроструктурой. Лучшим способом оценки истинного эффекта измельчения зерна на прокаливаемостъ стали является построение кривой данных торцовой закалки в функции процентного содержания мартенсита, а не в функции твердости. В этом случае аномалии не наблюдается.
Как показано Грэнджем, истинное влияние измельчения зерна на прокаливаемость стали 8640 проявляется при построении кривых изотермического превращения. Результаты, приведенные на рис. 13, указывают на то, что в стали со сверхмелким зерном увеличивается скорость превращения в феррит и перлит и лишь незначительно изменяется скорость превращения в бейнитной (трооститной) области. Температура точки Мн несколько снижается. Таким образом, влияние сверхмелкого зерна на прокаливаемость может значительно снизить эффективность данного способа упрочнения.
Термическая обработка с быстрым нагревом сталей, имеющих низкую прокаливаемость, показала, что измельчение зерна легко достижимо, а получение при этом большого количества продуктов превращения с низкой прочностью по сравнению с обычной термической обработкой компенсируется увеличением прочности, обусловленным измельчением зерна. Результирующим эффектом является слабое повышение прочности или отсутствие упрочнения в стали по сравнению с обычной термической обработкой, хотя порог хладноломкости значительно снижается и сталь при такой обработке подвергается меньшему обезуглероживанию и окислению.
Свариваемость
Во многих конструкциях необходима сварка пластин, поковок и других деталей. Следует ожидать, что сварка сталей после термической обработки с быстрым нагревом будет вызывать определенные трудности, обусловленные тем, что при сварке происходит рост зерна в зоне термического влияния (околошовной зоне) и свойства металла шва будут ухудшены по сравнению со свойствами основного металла. Проводимые в настоящее время исследования позволяют считать, что рост зерна в околошовной зоне можно контролировать, а тенденцию к росту зерна можно уменьшить с помощью модификации состава стали.
Одним из перспективных видов сварки является электроннолучевая сварка, позволяющая уменьшить до минимума протяженность околошовной зоны и ширину сварного шва. Другое преимущество этого метода сварки заключается в том, что нет необходимости в присадочном материале. Механические свойства сварных соединений, выполненных электроннолучевой сваркой на пластинах из стали 5% Ni+Cr+Mo+V толщиной 12,7 мм, предварительно подвергнутых термической обработке с быстрым нагревом, приведено в табл. 4. Отметим, что прочность металла шва примерно равна прочности основного металла, а ударная вязкость металла шва и околошовной зоны несколько ниже, чем у основного металла после указанной обработки, но все еще остается достаточно высокой.
На рис. 14 приведены микроструктуры сварного соединения из стали 5Ni+Cr+Mo+V, выполненного электроннолучевой сваркой, от центральной линии металла шва до зоны основного металла со сверхмелким зерном. Пластины перед сваркой были подвергнуты термической обработке с быстрым нагревом. Последующее травление осуществляли в растворе пикриновой кислоты. Расстояние от центра шва до границы околошовной зоны равно 0,76 мм, а расстояние от границы околошовной зоны до зоны основного металла 1,52 мм. Малая протяженность этих областей и ограничения, касающиеся основного металла, должны уменьшить влияние микроструктур металла шва и околошовной зоны при проведении сварки.
Таким образом, сверхмелкое зерно в сталях (балл 14 и мельче по шкале ASTM) можно получать в результате проведения многократных циклов быстрая аустенизация—закалка (термическая обработка с быстрым нагревом). Стали со сверхмелким зерном имеют более высокие значения предела текучести и предела прочности при незначительном снижении пластичности по сравнению со свойствами после обычной термической обработки, а также более низкую температуру перехода из вязкого состояния в хрупкое.
Исследование, проведенное на стали 5% Ni+Cr+Mo+V, показало, что различные факторы оказывают значительное влияние на степень измельчения зерна при термической обработке с быстрым нагревом. Этими факторами являются: 1) исходная микроструктура; 2) скорость нагрева; 3) максимальная температура аустенизации; 4) продолжительность выдержки при максимальной температуре аустенизации; 5) число циклов быстрой аустенизации.
Предварительное изучение влияния легирующих элементов в сталях типа Ni+Cr+Mo показало, что для достижения максимального измельчения зерна содержание легирующих элементов — марганца, никеля, хрома и молибдена — необходимо поддерживать на минимальном уровне с точки зрения прокаливаемости, а содержание углерода следует установить таким, чтобы оно обеспечивало желаемую прочность. Легирование стали элементами, способствующими измельчению зерна, изучают для получения широкого интервала скоростей нагрева и максимальных температур аустенизации, внутри которого может быть достигнуто оптимальное измельчение зерна.
Металлографическим исследованием установлено, что после одного цикла термической обработки с быстрым нагревом наблюдается большее измельчение зерна в одних областях по сравнению с другими. С помощью дополнительных циклов микроструктура измельчается равномерно во всех областях. Дислокационная структура и субструктура, а также поведение при отпуске стали 5% Ni+Cr+Mo+V, подвергнутой термической обработке с высокими скоростями нагрева, значительно отличаются от соответствующих характеристик после обычной термической обработки или от характеристик стали, быстро нагретых с малыми скоростями нагрева. В микроструктуре сверхмелкозернистой стали не наблюдается игольчатого мартенсита со шпалерной субструктурой, типичной для стали 5% Ni+Cr+Mo+V после обычного нагрева; при отпуске карбидное выделение в сверхмелкозернистой стали затруднено по сравнению со сталью с обычным размером зерна. Исходная микроструктура с выделениями карбидов на границах ферритного зерна оказалась наиболее благоприятной в отношении оптимального измельчения при термической обработке с быстрым нагревом.
Исследования, проведенные на специально спроектированной технологической линии, позволяют сделать заключение о том, что проведение термической обработки с быстрым нагревом возможно на натурных изделиях при использовании индукционного нагрева. При нагреве больших сечений следует учитывать уменьшение прокаливаемости в результате измельчения зерна.
Для практического использования сталей со сверхмелкозернистой структурой необходимо разработать методы сварки, позволяющие сохранять преимущества термической обработки с быстрым нагревом.
В заключение следует отметить, что регулирование размера зерна с помощью термоциклирования является уникальным и практически осуществимым способом повышения прочности без значительного уменьшения пластичности, снижения температуры порога хладноломкости при улучшении качества поверхности пластин, поковок и других деталей.