Фазовые и структурные превращения при плазменном нагреве металлов
Анализ результатов исследования [1, 10, 15. 17-22] по скоростному нагреву сталей с помощью различных источников тепла позволяет сделать вывод возможного существования обоих механизмов α → γ
превращения. При нагреве сталей с исходной перлитной структурой (скорость нагрева υ≤500° С\с) преобладающим механизмом аустенизации является диффузионный. Нагрев со скоростью выше 1000º С/с вызывает образование устойчивого и неустойчивого аустенита в силу действия одновременно двух различных процессов - диффузионного и бездиффузионного. При этом, та часть аустенита, которая образовалась по бездиффузионному механизму не может быть устойчивой в межкритическоминтервале температур, т.к. температура малоуглеродистого аустенита ниже равновесной. Неустойчивость аустенита в межкритическом интервале температур свидетельствует о том, что углерода в нем меньше, чем этого требуется при диффузионном механизме превращения [17], при котором углерода всегда достаточно для создания устойчивого аустенита.
С увеличением скорости нагрева количество мест для зарождения центров новой фазы быстро исчерпывается, а рост имеющихся центров (зависящий от диффузионных процессов) не обеспечивает достаточную скорость протекания α → γ
превращения, что приводит к доминированию бездиффузионного механизмааустенизации. При превышении некоторой величины скорости нагрева Vкр диффузионный механизма полностью вытесняется бездиффузионным [20]. По мнению [1,17- 20], увеличение роли бездиффузионного механизма с ростом скорости нагрева соответствует следующая особенность процесса аустенизации стали с исходной ферритно-цементитной структурой:
- в доэвтиктоидных сталях возможна ситуация, когда приV<Vкр перлит превращается в аустенит диффузионным механизмом, а свободный феррит – бездиффузионным. При этом аустенит, образующийся из перлитной колонии, имеет концентрацию углерода, близкую к 0,8 %, а приращение свободного феррита приводит к образованию малоуглеродистого аустенита. Поэтому количество углерода в аустените и степень его неоднородности можно регулировать скоростью нагрева.
Скорости нагрева V ≈ 106 ºС\с, по мнению [1,15,19,20],являются предельными, так как интервал α → γ
превращений достигает температуру плавления. Бездиффузионный механизм α → γ
превращения наблюдается и в случае с исходной мартенситной структурой. При нагреве со скоростьюV ≈ Vкр распада мартенсита не происходит, иα → γ
превращение имеет характер обратного мартенситного превращения. По мнению [1,19,20] , температура превращения зависит от состава сплава и может быть как выше, так и ниже равновесной температуры. Образовавшийся аустенит при обратном мартенситном превращение наследует от мартенсита дефектную структуру, что при последующей закалке приводит к повышению плотности дислокации и повышению твердости.
Особенностиα → γ
превращения легированных сталей связаны с замедлением в этих сталях диффузионных процессов, уменьшения температурного интервала γ- фазы и с понижением температуры мартенситного превращения аустенита. При нагреве легированных сталей роль бездиффузионного механизма α → γ
превращения возрастает.
Однако уменьшение температурного интервала γ
– фазы в условиях быстрого нагрева характеризуется большей вероятностью оплавления поверхности.
При оплавлении, карбиды, входящие в состав легированных сталей, растворяются и образовавшийся аустенит насыщается легирующими элементами, и при последующем охлаждении не претерпевает фазового превращения.
Гомогенизация
При традиционных методах упрочнения (использующих медленный нагрев) применяют изотермическую выдержку при достижении максимальной температуры закалки.
В результате такой выдержки происходит α → γ