Малинов Л.С., Малинов В.Л. Ресурсосберегающие экономнолегированные сплавы и упрочняющие технологии, обеспечивающие эффект самозакалки

Подождите немного. Документ загружается.

111

деформации на 20 %. Дальнейшее увеличение степени теплого наклепа приводит к снижению

пластичности (рис. 3.53). Сопоставление изменения пластичности стали 06Г20, подвергнутой ТПД, и

развития в ней мартенситных превращений при последующем нагружении позволяет заключить, что для

получения наибольшей пластичности необходимо, чтобы при испытаниях происходило образование

мартенситных фаз с оптимальной интенсивностью. Слишком активное образование мартенситных фаз

при нагружении, так же, как и недостаточное развитие фазовых превращений, не позволяет реализовать

запас пластичности.

Рис. 3.52. Влияние степени предварительной пластической деформации при 400

С на количество

ε- и α″-фаз, образующихся при растяжении (20°

С): 1 - без предварительной деформации;

2 - 10 %; 3 – 20 %; 4 – 30 %;

_______

- ε-фаза;

_ _ _ _

- α″-фаза

Способность наклепанного аустенита к γ → ε превращению оказывает существенное влияние на

предел текучести. Так в 06Г20 после предварительной ТПД при 400°

С на 10 и 20 % предел текучести

повышается незначительно по сравнению с закаленным состоянием (рис. 3.53). Некоторое его

возрастание происходит при более высоких степенях деформации (30 %), когда аустенит значительно

стабилизируется по отношению к γ → ε превращению. Образование ε-фазы при относительно небольших

напряжениях в нестабильном аустените снижает его сопротивление деформированию. По мере

повышения стабильности роль этого фактора уменьшается. В сталях с повышенной стабильностью

аустенита (04Г20Х12) теплая деформация вызывает более интенсивное нарастание предела текучести,

чем в сталях со структурой γ + ε. При этом обнаруживается существенное снижение относительного

удлинения. Возможные схемы изменения механических свойств в Fе-Мn сталях после предварительной

ТПД при температурах, превышающих интервал ε → γ превращения, представлены на рис. 3.54.

Полученные закономерности необходимо учитывать как при выборе сталей для проведения TПД, так и

назначении режимов обработки применительно к конкретным составам.

100

, %

ε, α

”,

112

Рис.3.53. Влияние степени предварительной пластической деформации при температуре 400

на механические свойства стали 06Г20: 1 – σ

; 2 – δ; 3 – σ

0,2

Рис. 3.54. Схемы изменения механических свойств в Fе-Мn сталях после предварительной ТПД:

а – с преимущественно α-мартенситной структурой после деформации ниже

αγ

′′

→

М ;

б – то же, что а, но выше

αγ

′′

→

М ; в – с двухфазной γ + ε структурой после деформации выше

αγ

′′

→

М ; г – с повышенной стабильностью аустенита;

1 – временное сопротивление; 2 – предел текучести; 3 – относительное удлинение

100

, %

0,2

МПа

, %

113

3.4. Влияние комбинированных обработок

3.4.1. Обработки, включающие пластическую деформацию при различных температурах, и отпуск

Данные о влиянии комбинированных обработок на фазовые превращения в марганцевых сталях и их

механические свойства немногочисленны [20, 102]. В настоящей работе этот вопрос рассмотрен

применительно к сталям 06Г8, 06Г16 и 07Г24 [165, 173, 174]. Для первой применялся отпуск при 630

С,

а для двух других - при 400

С [173]. Предварительная ХПД проводилась прокаткой с обжатием 10, 20 и

30 %, фазовый состав изучался рентгеновским методом. Отпуск в двухфазном α′ + γ интервале

предварительно деформированной стали 06Г8 не меняет характер изменения фазового состава по

сравнению с закаленным состоянием. Чем больше степень предварительной деформации, тем при

меньшем времени отпуска достигается максимальное количество аустенита, тем больше получается α″- и

меньше ε–фазы при всех выдержках отпуска (рис. 3.55, а).

При возрастании степени предварительного обжатия увеличивается количество α″ и уменьшается

доля ε–мартенсита при испытательной деформации, проводимой после отпуска. Соответственно при

меньших степенях испытательной деформации завершается распад аустенита (рис. 3.55, б). Сталь 06Г8

после закалки от 900

С и низкого отпуска 250

С 1 ч имеет в структуре 100 % α′-мартенсита и

следующий уровень механических свойств: σ

0,2

= 850 МПа, σ

= 1100 МПа, δ = 10 %, ψ = 45 %, КСU =

0,8 МДж/м

ХПД с обжатием 7 % приводит к возрастанию σ

0,2

и σ

на 100 и 150 МПа соответственно и

существенно снижает пластичность (δ = 3 %; ψ = 10 %). Большая, чем указанная выше степень ХПД,

вызывает образование трещин и не может быть использована. Предложенная комбинированная

обработка этой стали [165], включающая нагрев после закалки в МКИ 630

С 1 ч, для получения в

структуре наряду с α′-фазой 30-40 % вторичного метастабильного аустенита, последующую ХПД (ε =

10 %) и низкотемпературный отпуск при 250 °С 1 ч, позволяет обеспечить хорошее сочетание

прочностных и пластических свойств: σ

0,2

= 1100 МПа, σ

= 1200 МПа, δ = 25 %, ψ = 54 %. Это

обусловлено получением в α′-фазе повышенной плотности дислокаций и развитой субструктуры,

появлением межфазных границ большой протяжённости в связи с образованием вторичного аустенита

(микродуплексная структура).

Кроме того, после ХПД сохраняется вторичный аустенит, постепенно превращающийся в мартенсит

при испытании свойств, что приводит к релаксации микронапряжений. Установлено, что проведение

ХПД после закалки рассматриваемой стали ускоряет образование вторичного аустенита при нагреве в

МКИ температур. Так деформация на 10 % позволяет получить после выдержки 20 мин в нем такое же

количество вторичного аустенита, как и после 1 ч без предварительной ХПД. С учётом этого

комбинированная обработка, включающая закалку, двукратное холодное деформирование (ε = 10 %) с

промежуточным нагревом в МКИ 630

С 15-20 мин обеспечивает следующие механические свойства:

0,2

= 1180 МПа, σ

= 1300 МПа, δ = 15 %, ψ = 50 %. В рассматриваемой стали аустенит в структуре

может быть получен проведением деформации в МКИ [175].

Деформация 06Г8 при 630

С на 20 % позволяет получить в структуре наряду с α′ 40 %

метастабильного аустенита. Последующая ХПД на 10 % вызывает частичное его превращение в α″. Доля

последнего в структуре достигает 25 %. Заключительной обработкой для уменьшения уровня внутренних

напряжений является низкий отпуск при 250

С 1 ч. Указанная комбинированная обработка обеспечивает

повышенный по сравнению с закалкой и низким отпуском уровень механических свойств: σ

0,2

1120 МПа, σ

= 1330 МПа, δ = 14 %; ψ = 45 %. Так же, как и в предыдущих случаях, важную роль в

формировании механических свойств играет наряду с другими факторами эффект самозакалки при

нагружении.

114

Рис. 3.55. Влияние степени предварительной деформации и последующего отпуска при 630

на фазовый состав стали 06Г8 (а) и развитие мартенситных превращений

при испытательной деформации (б): 1 – без деформации; 2 – 10 %; 3 – 30 %

Рассмотренная комбинированная обработка целесообразна и для 06Г14 с трёхфазной α + ε + γ

структурой после закалки. При последующей ХПД количество мартенсита возрастает за счёт его

образования при деформации, а доля ε- и γ-фаз в структуре уменьшается. Сравнительно небольшое

количество мартенсита охлаждения в рассматриваемой стали обусловливает более низкий, чем в

предыдущей 06Г8, предел текучести (610 МПа). Временное сопротивление составляет σ

= 1100 МПа, а

интенсивное образование α″ при испытаниях механических свойств и его высокая твёрдость являются

причиной сравнительно невысоких пластических характеристик (δ = 8 %, ψ = 15 %). С учётом этого

комбинированная упрочняющая обработка на первом этапе должна предусматривать стабилизацию

аустенита. Это наиболее эффективно достигается деформацией при 400

С со степенью 20-30 %, что

снижает М

и увеличивает количество аустенита с 18 до 40-50 %. Одновременно с этим уменьшается

интенсивность деформационного мартенситного превращения. При этом получен следующий уровень

механических свойств: σ

0,2

= 720 МПа, σ

= 1050 МПа, δ = 25 %, ψ = 34 %. Последующая ХПД на 10 % и

отпуск при 250

С 1 ч ещё больше увеличивают прочностные свойства (σ

0,2

= 1020 МПа, σ

= 1320 МПа)

при сохранении достаточной пластичности (δ = 15 %, ψ = 35 %). В стали 06Г16 ХПД и последующий

отпуск 400

С 1 ч усиливают эффект стабилизации аустенита по отношению к образованию ε–фазы при

охлаждении [173]. Отпуск практически не влияет на количество α–мартенсита, т.к. его температура ниже

той, которая необходима для α″ → γ превращения. При испытательной деформации после отпуска

холоднодеформированной стали обнаруживается изменение количества ε–фазы по кривой с

максимумом, увеличение доли α″ и уменьшение количества аустенита (рис. 3.56). При одном и том же

режиме последеформационного отпуска увеличение степени предварительной ХПД снижает количество

ε–фазы, образующейся после одних и тех же степеней испытательной деформации, увеличивает

115

количество α–мартенсита деформации. Наилучший результат на стали 06Г16 получен в том случае,

когда вначале деформацией при температурах выше

γε →

A ε-фазу переводили в аустенит, а затем

деформацией ниже

γε →

A упрочняли его и вызывали образование небольшого количества ε-фазы

деформации. Основное развитие γ ↔ ε превращения получают при последующем нагружении в процессе

испытаний механических свойств. Деформация со степенями 50 % при 200

С повышает пределы

текучести и прочности, соответственно, в 1,6 и 1,2 раза по сравнению с закаленным состоянием

(σ

0,2

= 420 МПа, σ

= 854 МПа), а относительное удлинение (δ = 35 %) примерно соответствует ему (δ =

30 %). ХПД на 10 %, проведенная после этого, еще более увеличивает прочностные свойства (σ

0,2

874 МПа, σ

= 1200 МПа), поскольку возрастает количество ε- и α″-фаз, а также плотность дислокаций,

но сохраняет пластичность на достаточном уровне (δ = 17 %, ψ = 35 %). Это обусловлено тем, что в

процессе испытаний механических свойств происходит не только упрочнение, но и релаксация

микронапряжений.

В сталях 06Г20 и 07Г24 наблюдается более сильная стабилизация аустенита в результате

последеформационного отпуска по сравнению со сталями, имеющими меньшее содержание марганца.

Чем больше степень предварительной ХПД, тем сильнее эффект стабилизации аустенита [173].

Отличительной особенностью является исчезновение при отпуске не только ε–, но и α″–фазы. Последнее

обусловлено тем, что температура начала α″ → γ превращения в стали 07Г24 находится ниже 400

С. В

отличие от того, что наблюдалось в предыдущих случаях, увеличение степени предварительной ХПД

усиливает стабилизацию аустенита по отношению к γ → ε превращению при испытательной деформации

и интенсифицирует γ → α″. Это показывает, что одни и те же дефекты в аустените по разному влияют на

развитие γ → ε и γ → α″ превращений. Последеформационный отпуск позволяет обеспечить

повышенный уровень прочностных свойств и сохранить на более высоком уровне, чем после

предварительной ХПД, пластические свойства. Хороший комплекс механических свойств у стали 06Г20

может быть получен, как и в предыдущих случаях, после дополнительной ХПД. Так деформация при

400

С на 20 % и последующая ХПД такой же степени позволяют получить механические свойства: σ

0,2

890 МПа, σ

= 1040 МПа, δ = 18 %. Чем выше степень предварительной теплой деформации, тем более

высокий уровень прочностных свойств может быть получен после одной и той же степени

окончательной ХПД, которую следует выбирать с учетом величины предварительного упрочнения и

соответственно степени стабильности аустенита.

Комбинированная обработка стали 06Г20, включающая предварительную деформацию при 400

С на

30 % и последующую ХПД на 20 %, обеспечивает: σ

0,2

= 960 МПа, σ

= 1160 МПа, δ = 18 %. Такое

сочетание свойств не может быть достигнуто у этой стали после обычно применяемой ХПД.

Положительный эффект комбинированной обработки обусловлен созданием в аустените благоприятной

дислокационной структуры, развитием при испытаниях в упрочненном аустените γ → ε и γ → α″

превращений, дисперсностью и равномерным распределением мартенситных фаз и повышенной их

дефектностью.

Хорошее сочетание механических свойств в сталях со структурой ε + γ может быть получено при

комбинированной обработке, включающей предварительную и заключительную ХПД с промежуточным

нагревом, обеспечивающим завершение ε → γ превращения. Установлено, что ХПД с последующим

нагревом до 400

С, в результате которого происходит завершение ε → γ превращения и закрепление

дислокаций примесными атомами, вызывает стабилизацию аустенита по отношению к

деформационному γ → ε превращению и не оказывает влияния на γ → α″. Чем больше степень

предварительной ХПД, тем меньшее количество ε-фазы образуется после нагрева на 400

С. ХПД и

нагрев на 400

С обеспечивают более высокий уровень прочностных свойств, чем закалка, сохраняя

достаточную пластичность. Применение данного способа упрочнения для стали 06Г20, включающего

двукратную ХПД на 30 % при комнатной температуре, промежуточный отпуск при 400

С 1 ч и

заключительный – при 170

С 1 ч позволяет обеспечить механические свойства: σ

0,2

= 1103 МПа, σ

1282 МПа, δ = 14 %, ψ = 20 %.

Таким же прочностным свойствам после ХПД без проведения отпусков соответствует сравнительно

невысокая пластичность. Проведенные исследования показывают, что сочетанием ХПД и отпуска можно

регулировать фазовый состав, развитие мартенситных превращений при нагружении и механические

свойства, обеспечивая хорошее сочетание прочностных и пластических характеристик [176]. В табл. 3.19

приведены данные для сталей 06Г22 и 06Г24, подвергнутых аналогичной комбинированной обработке.

Наилучшее сочетание механических свойств достигается после двукратной ХПД на 20 % с

промежуточным нагревом на 400

С и завершающим низким отпуском при 250

С 1 ч.

116

Рис. 3.56. Влияние степени предварительной ХПД и последеформационного отпуска при 400

на изменение фазового состава стали 06Г16: а – после отпуска; б – испытательная деформация;

1 – 10 %; 2 – 20 %; 3 – 30 %

Таблица 3.19

Влияние ХПД и нагрева на 400

С на механические свойства сталей 07Г22 (числитель)

и 07Г24 (знаменатель)

Механические свойства

Обработка

0,2

, МПа σ

, МПа δ, %

1. Закалка от 900

С 336/230 756/714 27/45

2. То же, что 1 + ХПД 20 % 726/664 954/926 11/17

3. То же, что 2 + нагрев на 400

С 1 ч 450/400 916/855 24/34

4. То же, что 3 + ХПД на 20 % 920/870 1160/1060 15/23

5. То же, что 4 + отпуск 250

С 1 ч 985/920 1190/1100 18/25

117

Изучена комбинированная обработка сталей 07Г22 и 07Г24, включающая ХПД, в ряде случаев

дополнительный отпуск на 400

С 1 ч и изотермическое γ → ε превращение. Полученные данные

приведены в табл. 3.20. Из нее следует, что вылеживание в течение двух суток при комнатной

температуре исследованных сталей, подвергнутых ХПД, а также отпущенных на 400

С, повышает

прочностные характеристики, но несколько снижает пластичность. Это обусловлено изотермическим

образованием ε-фазы, однако не исключено протекание старения.

Таблица 3.20

Влияние комбинированных обработок сталей 07Г22 (числитель) и 07Г24 (знаменатель),

включающих закалку, ХПД, отпуск и вылеживание 48 ч

Механические свойства

Режим комбинированной обработки

0,2

, МПа σ

, МПа

δ, %

1. Закалка с 900

С + ХПД 10 % 620/588 930/912 21/38

2. То же, что 1 + вылеживание 665/612 965/949 15/28

3. То же, что 1 + отпуск 400

1 ч 390/375 883/731 28/30

4. То же, что 3 + вылеживание 410/379 910/799 24/29

5. Закалка с 900

С + ХПД 20 % 726/664 954/926 11/17

6. То же, что 5 + вылеживание 810/782 1033/998 10/16

7. То же, что 5 + отпуск 400

С 1 ч 430/400 916/855 24/34

8. То же, что 7 + вылеживание 491/431 996/910 18/32

Обнаружено также, что сочетание многократной деформации (5 %) при комнатной температуре с

промежуточными кратковременными нагревами до 400

С обеспечивает уникальное повышение

пластичности. Суммарное удлинение образцов стали 07Г22 достигает 90 %. Приведенные данные

показывают высокую эффективность комбинированных обработок, позволяющих получить в

марганцевых сталях высокий уровень механических свойств, недостижимый применением одного вида

обработки: пластической деформации или термообработки.

3.4.2. Получение макроскопических градиентов структурно-фазового состояния

в марганцевых сталях за счет дифференцированных обработок

В работах [45-49] было предложено перспективное направление по получению регулярных

макроскопических градиентов структурно-фазового состояния в сплавах за счет применения

дифференцированных обработок. Они позволяют создавать чередование в заданной последовательности

прочных и пластичных объемов металла. Это достигается, когда воздействие механических, тепловых,

магнитных и других полей распределяется не равномерно по объему металла, а локализуется в его

отдельных участках или слоях. Дифференцированная обработка заключается в сочетании общего

(объемного) и местного (локального) воздействий на металл. В результате в его различных участках

фазовые и структурные превращения протекают не одновременно, а в разной последовательности и

степени. Задачи общего и локального воздействий различны. Если в результате первого получают

структуру, обеспечивающую высокую твердость и прочность, то при втором – повышенную

пластичность, ударную вязкость и, наоборот [177-179]. В данном разделе приведены результаты

получения регулярных макроскопических градиентов в сталях на Fе-Мn основе. Один из способов

дифференцированной обработки включает локальную деформацию, проводимую выше

εγ →

М и общую,

осуществляемую ниже нее [48, 178]. Объектом исследования служила сталь 07Г22 с двухфазной ε + γ

структурой. Плоские образцы из нее толщиной 2 мм нагревали до 400

С (

εγ→

М = 200

С) и локально

деформировали с обжатием 30 % в профилированных валках. При этом чередующиеся выступы и

впадины шириной 1,5–2 мм располагались вдоль образца. Деформация при 400

С стабилизирует

аустенит по отношению к γ → ε превращению при охлаждении. В результате локальной теплой

деформации получены аустенитные участки, которые чередовались с двухфазными (γ → ε)

недеформированными. Микротвердость аустенитных участков составляет Н

◊0,490

= 2200-2430 МПа. При

этом аустенит является метастабильным и претерпевает γ → ε и γ → α″ превращения при нагружении,

что важно с точки зрения обеспечения его достаточной пластичности после упрочнения. При

118

определенной степени предварительной теплой деформации (20 %) пластичность стали 07Г22

существенно повышается по сравнению с закаленным состоянием, когда структура является двухфазной.

Для получения более высокого предела текучести аустенита степень теплого наклепа должна быть

повышена до 30 %. Для увеличения количества ε–фазы в двухфазных участках и соответственно

повышения прочностных свойств применяется общая ХПД с небольшими степенями обжатая (10 %).

Микротвердость таких участков достигает Н

◊0,490

= 4700-5290 МПа. В результате такой обработки

получается регулярная макронеоднородная структура, состоящая из чередующихся полос

преимущественно ε–фазы (80–85 % ε–фазы, 20-15 % γ) и метастабильного аустенита. Это приводит к

одновременному возрастанию, как прочностных свойств, так и пластичности по сравнению с закаленным

и холоднодеформированным состоянием (табл. 3.21). Дифференцированная структура была получена и

при иной последовательности проведения общей и локальной обработок. Так образцы стали 07Г22

подвергались общей деформации в гладких валках с обжатием 20-30 % при температуре 400

С (выше

εγ →

М , но ниже температуры рекристаллизации). В результате этого во всем объеме была получена

структура метастабильного аустенита. Локальную деформацию проводили ниже

εγ →

М при комнатной

температуре с обжатием 10 %, в результате чего было получено 60 % ε–фазы и 8 % α″ (остальное –

аустенит). После обработки по такой схеме [48, 179] сталь обладает хорошим комплексом прочностных

свойств и пластичности (табл. 3.21, п. 4). Еще одним способом получения дифференцированной

структуры в 07Г22 является сочетание локальной деформации, проводимой ниже

εγ →

М , и

последующего отпуска при 400

С. В результате такой обработки, как и в ранее рассмотренных случаях,

получается более высокий уровень свойств, чем после закалки (табл. 3.21, п. 5). Возможны и другие

способы дифференцированной обработки, т.к. существуют различные приемы стабилизации и

дестабилизации аустенита, упрочнения и разупрочнения сталей. Необходимо лишь предусмотреть,

чтобы общее и локальное воздействия обеспечивали получение близко расположенных чередующихся

прочных и пластичных структурных составляющих. Если общая обработка направлена на получение

структур с высокой прочностью, то в результате локального воздействия должны быть сформированы

участки пластичных структур и наоборот.

Таблица 3.21

Влияние дифференцированных обработок на механические свойства стали 07Г22

Механические свойства

Режим обработки

0,2

, МПа

, МПа δ, %

1. Закалка с 900

С 336 756 27

2. То же, что 1 + локальная деформация 30 %

при 400

500 850 30

3. То же, что 2 + общая деформация 10 %

при 20

670 930 25

4. Общая деформация 30 % при 400

С +

локальная деформация 10 % при 20

570 930 25

5. Локальная деформация 20 % при 20

С +

отпуск при 400

С 1 ч

640 820 27

Новые возможности открывает применение локальной термообработки с использованием

источников концентрированной энергии в сочетании с общей. Это позволяет получить

дифференцированную структуру в поверхностном слое по принципу Шарпи, что важно для повышения

износостойкости. Исследовано влияние лазерной обработки на структуру, фазовый состав и

микротвердость сталей 06Г10, 07Г22, 110Г13 и 100Г6Ф2 [180, 181]. Использовалась установка ЛГН-702 с

выходной мощностью 800 Вт. Диаметр лазерного пятна менялся от 1,1 до 3 мм, а скорость перемещения

от 100 до 400 мм/мин. Несомненный интерес представляют данные, полученные в низкоуглеродистой

мартенситной стали 06Г10. Обычно в сталях мартенситного класса под влиянием лазерной обработки

происходит повышение микротвердости. В отличие от этого в исследованной стали при скорости

перемещения образцов 100 мм/мин (∅ пятна 2,1 мм) обнаруживается ее существенное снижение. При

увеличении скорости перемещения образца до 280 мм/мин микротвердость возрастает, но не достигает

значений, получаемых после обычной закалки. Аналогично этому влияет увеличение диаметра пятна. На

рентгенограммах, снятых с поверхности, на которую воздействовал лазерный луч, в случае малой

119

скорости перемещения образца, обнаруживаются линии аустенита. Это позволяет объяснить снижение

микротвердости тем, что происходит высокий отпуск ранее закаленных участков. Лазерная обработка

предварительно закаленных сталей 07Г22, 110Г13 и 100Г6Ф, напротив, вызывает повышение

микротвердости. Наибольший эффект наблюдается при скорости 200 мм/мин и диаметре пятна 2 мм. В

110Г13 микротвердость возрастает с Н

◊0,986

= 2560 МПа до Н

◊0,986

= 5600 МПа, а в 100Г6Ф - с Н

◊0,986

3200 МПа до Н

◊0,986

= 6800 МПа. Такое увеличение микротвердости обусловлено наклепом аустенита,

вызванного большими термическими напряжениями и образованием под их влиянием α″, что

обнаружено впервые. Чем меньше стабильность аустенита, тем больше образуется α″ и выше

микротвердость. Предварительное старение стали 100Г6Ф2, вызывающее выделение карбидов и распад

аустенита с образованием ферритокарбидной смеси, позволяет получить после лазерной закалки

наиболее высокие значения микротвердости Н

◊0,986

= 8400-9000 МПа. Последнее можно объяснить тем,

что скоростной нагрев при локальной термообработке не может привести к растворению всех

выделившихся при старении карбидов, и аустенит становится еще менее стабильным, чем в случае

предварительной закалки с 1100

С, к образованию α″. Использование общего и последующего

локального воздействий на сталь лучом лазера позволяет получать дифференцированную структуру в

различных сплавах. Присутствие наряду с участками мартенсита высокой твердости аустенитных

участков повышенной пластичности затрудняет развитие микротрещин. Установлено, что

дифференцированная обработка с использованием лазера применима к сталям различных структурных

классов [179]. Чередование в заданной последовательности ферромагнитных и парамагнитных участков

представляет интерес для электротехнической промышленности, как это показано в работе [182].

Дифференцированная обработка может быть использована для создания многослойных структур [183],

которые в настоящее время в основном получают методами сварки, наплавки и литья, являющимися

энергоемкими процессами. В данном разделе приведены способы таких обработок применительно к

высокомарганцевым сталям, имеющим мартенситно-аустенитную и аустенитную структуры. Рассмотрим

это на примере стали 10Г12, имеющей структуру α′ + ε + γ, и 08Г16 со структурой ε + γ. Для получения

нескольких слоев с различной структурой стали подвергали цементации при 930

С 8 ч и последующей

закалке с 800

С. После такой обработки микроструктура 10Г12 представлена на рис. 3.57.

Поверхностный слой является преимущественно мартенситно-карбидным. По мере удаления от

поверхности в структуре увеличивается количество остаточного аустенита, который переходит

полностью в аустенитный слой, под ним располагается мартенситная структура основного металла.

а б в

Рис. 3.57. Микроструктура стали 10Г12 после цементации и закалки с 800

С:

а - высокоуглеродистый мартенсит + карбиды; б – аустенит; в - низкоуглеродистый мартенсит;

х 500

В случае повышения температуры нагрева под закалку цементированной стали 10Г12 и почти

полного растворения карбидов, находящихся в поверхностном слое, в нем получена структура аустенита,

постепенно переходящая в структуру основного металла. В 08Г16, имеющей повышенную стабильность

аустенита по отношению к образованию α′, цементация и последующая закалка с 800

С позволяют

120

получить структуру аустенит + карбиды на поверхности и ε + γ - в сердцевине (рис. 3.58). В переходном

слое структура постепенно меняется от той, которая была в поверхностном слое, до сердцевины. Таким

образом, в исследованных сталях в зависимости от химического состава последовательность слоев может

быть такова: мартенсит + карбиды, переходный слой с мартенситно-карбидно-аустенитной структурой и

аустенит, либо аустенит + карбиды, переходный слой с аустенитно-карбидной-ε-фазной структурой и

ε + γ структура основного металла.

В отличие от вышерассмотренного случая, когда многослойная структура была получена

цементацией и последующей термообработкой, в высокоуглеродистой аустенитной стали 100Г6Ф для ее

получения использовано обезуглероживание поверхности. Для этого осуществлялся

высокотемпературный нагрев на 1000

С с выдержкой при этой температуре 3 ч, после чего была

проведена закалка в воде. Из-за существенного снижения содержания углерода в поверхностном слое и

повышения точки М

выше комнатной температуры, образовался мартенсит, что привело к повышению

твердости с НВ 183 до НВ 490. В сердцевине сохранилась аустенитная структура, между ней и

поверхностью имеется переходный слой (рис. 3.59).

а б

Рис. 3.58. Микроструктура стали 06Г16 после цементации и закалки с 800

С:

а - аустенит с карбидами; б – ε–мартенсит + аустенит; × 500

а б в

Рисунок 3.59. Микроструктура стали 100Г6Ф после обезуглероживания:

а – поверхность; б - переходный слой; в – сердцевина; × 500