CC BY
39
общую эффективность решения задач информационной поддержки процессов исполнения
ведомственного бюджета Минобрнауки России.
Литература
1. ГОСТ Р ИСО/МЭК 12207-99 «Информационная технология. Процессы жизненного цикла программных средств». [Электронный ресурс]. Режим доступа: http://docs.cntd.ru/document/gost-r-iso-mek-12207-2010/ (дата обращения: 20.12.2016).
2. ГОСТ Р ИСО/МЭК ТО 15271-2002 «Руководство по применению ГОСТ Р ИСО/МЭК 12207». [Электронный ресурс]. Режим доступа: http://docs.cntd.ru/document/1200030164/ (дата обращения: 20.12.2016).
3. Microsoft Operations Framework (MOF). [Электронный ресурс]. Режим доступа: https://technet.microsoft.com/library/cc506049.aspx/ (дата обращения: 20.12.2016).
4. Управление проектами: технология MSF. [Электронный ресурс]. Режим доступа: https://technet.microsoft.com/ru-ru/library/bb490150.aspx/ (дата обращения: 20.12.2016).
5. Коннолли Томас, Бегг Каролин, Страчан Анна. Базы данных. Проектирование, реализация и сопровождение. Теория и практика. Издательство: Вильямс, 2001 г. 1120 с.
Аустенизация сталей в неравновесных условиях Лаврентьев А. Ю.1, Дожделев А. М.2
'Лаврентьев Алексей Юрьевич /Lavrentev Aleksey Уыпеугек — кандидат технических наук, доцент;
2Дожделев Алексей Михайлович /DozhdelevЛ1ек5еу МюИайгток — ассистент, кафедра технологии металлов и материаловедения, машиностроительный факультет, Тверской государственный технический университет, г. Тверь
Аннотация: в статье выполнен анализ опубликованных материалов, касающихся вопросов образования аустенита в сталях при нагреве из неравновесного состояния. Предложены основные направления совершенствования технологии наплавки за счет оптимизации термического цикла с учетом особенностей образования аустенита в зоне термического влияния.
Ключевые слова: термическая обработка стали, предпревращение, аустенит, наплавка, зона термического влияния.
В инструментальном производстве применяется технология электродуговой наплавки в инертном газе порошковой проволокой, которая обеспечивает получение биметаллических рабочих частей режущего и штампового инструмента. Наплавкой можно получить рабочие слои различного химического состава, которые невозможно произвести, применяя традиционные металлургические технологии. Такой рабочий слой обладает высокой твердостью, износостойкостью и прочностью. Достаточно широко применяется наплавка при восстановлении изношенных поверхностей деталей машин [1]. Особый интерес представляет процесс наплавки быстрорежущей стали с закалкой из жидкой фазы в процессе охлаждения. В этом случае становится возможным отказаться от операций отжига, ковки и закалки. Термическая обработка ограничивается отпуском инструмента.
Термическое воздействие на основной металл в процессе электродуговой наплавки формирует зону термического влияния (ЗТВ), структура и свойства которой претерпевают существенные изменения. Разупрочнение участков ЗТВ снижает надежность работы наплавленных деталей. В статье Пермякова Д. Н. приводятся примеры дефектов, возникающих в процессе наплавки поверхностных слоев [2]. Свойства металла ЗТВ можно определить, используя термокинетические диаграммы. Примером применения термокинетической диаграммы для стали 09Г2С может служить работа Пермякова М. Б. и др. [3]. Термокинетическая диаграмма позволяет описать связь между скоростью охлаждения, структурой и твердостью стали. Кривые охлаждения показывают превращения переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении.
Однако на свойства полученных структур оказывают влияние также особенности строения аустенита, образовавшегося при нагреве в процессе термической обработки или сварки. Особый интерес вызывает многократная перекристаллизация стали, а также эффект предпревращения в процессе термоциклической обработки.
Цель работы: подготовить рекомендации по использованию эффекта предпревращения среднеуглеродистых легированных конструкционных сталей в процессе наплавки на основе обзора литературных источников, описывающих процесс.
Обзор опубликованных работ
При изготовлении наплавленного биметаллического инструмента целесообразно выполнять наплавку на основной металл в закаленном состоянии. В этом случае в отдельных участках ЗТВ при нагреве наблюдается обратное превращение - мартенсит превращается в аустенит.
Особенности обратного превращения рассмотрены в работе Курдюмова Г. В. [4]. В сплавах железа прямое и обратное превращения разделены температурным интервалом в сотни градусов. И все же были получены прямые свидетельства того, что обратное превращение а ^ у протекает не только тем же мартенситным упорядоченным механизмом, но и по тем же путям, что и прямое превращение у ^ а, и лишь в обратном направлении. На это прямо указывал тот факт, что при обратном превращении возникает поверхностный рельеф, негативный по отношению к рельефу, который возник на том же месте при прямом превращении и был сполирован перед нагревом для обратного перехода [4].
Прямое и обратное мартенситное превращения протекают при резко различных состояниях исходной фазы. Если высокотемпературная фаза перед прямым превращением может быть обработана почти любым образом, в частности отожжена до очень низкой плотности дефектов кристаллического строения, то низкотемпературную фазу (мартенсит) перед началом обратного мартенситного превращения отжечь практически невозможно. Температура этого превращения окажется ниже, или, протекая при температурах выше температуры рекристаллизации, фазовый переход становится не мартенситным [4].
Поскольку структура мартенситной фазы и связанная с ее появлением упругая и поверхностная энергия сильно повышают свободную энергию низкотемпературного состояния, обратное мартенситное превращение может протекать при температурах существенно ниже равновесной, хотя для появления мартенситной фазы необходимо значительное переохлаждение высокотемпературной (отожженной) фазы [4].
Поскольку обратное превращение отделено от прямого многими сотнями градусов и протекает не только строго обратными путями, но и несколько иными, даже «восстановленный» по своей ориентировке аустенит имеет тонкую структуру, вовсе не похожую на исходную — до прямого превращения: резко повышается плотность дислокаций, часто они организованы в полигональные границы, более или менее совершенные в зависимости от режима нагрева для обратного превращения [4].
Таким образом, в результате прямого и обратного мартенситных превращений возникает специфическое состояние аустенита, которое называют состоянием фазового наклепа и для которого характерны двойники и полигональная субструктура, что позволяет использовать двойное превращение в практических целях — для непосредственного упрочнения и в качестве предварительной обработки, создающей благоприятный «фон» для последующего карбидного или интерметаллидного старения [4].
Структурная наследственность в сталях приводит к укрупнению зерна аустенита в случае его образования из мартенсита при бездиффузионном превращении [5]. Чрезмерный рост аустенитного зерна в участке перегрева ЗТВ и формирование в пределах этого зерна при охлаждении мартенсита приводит к увеличению склонности сварного соединения к возникновению холодных трещин [6, 7]. В работе Счастливцева В. М. [8] показаны результаты исследований процесса перекристаллизации сталей с ферритно-перлитной и мартенситной структурой при сварочном нагреве. Рассмотрен вопрос перекристаллизации стали 20ХГСНМ с исходной структурой реечного мартенсита. Процесс перекристаллизации при нагреве в процессе лазерной или дуговой сварки происходит в два этапа: на первом этапе - упорядоченное, ориентированное образование аустенита, на втором - развитие рекристаллизации в межкритическом интервале, что полностью исключает проявление структурной наследственности [8].
В работе Зимина Н. В. рассмотрено влияние скорости нагрева и размеров исходного зерна на процесс аустенизации и гомогенизации [9]. Показано, что чем мельче исходное зерно стали, тем меньше разница в температурах аустенитизации и гомогенизации разных сталей и ниже уровень их роста в зависимости от скорости нагрева. Одновременно с этапами рекристаллизации в интервале температур от 650 до 730°С в структуре начинают развиваться процессы, получившие название «явления предпревращения», заключающиеся в том, что между обновленными зернами постепенно происходит ослабление пограничных связей, сопровождающееся дальнейшим изменением дислокационного строения границ, их состава и толщины. В результате этого на границах рекристаллизованных зерен и внутри них возникают области, как бы подготовленные к началу фазового превращения (так называемые сгущения или флуктуации превращения) и имеющие менее напряженное состояние, чем сами зерна и их границы. Благодаря этому зерна становятся еще более активными, их температурная подвижность возрастает [9, 10].
В работах Табатчиковой Т. И. [11, 12, 13] анализируются структурные превращения в сталях в неравновесных условиях. При лазерной обработке сталей в исходном закаленном состоянии резко проявляется структурная наследственность. Перекристаллизация закаленной, закаленной и отпущенной, а также закаленной и деформированной стали при лазерном воздействии происходит в
44
две стадии: упорядоченной перестройки решеток, приводящей к восстановлению зерна, и последующей рекристаллизации аустенита, обусловленной внутренним (фазовым) наклепом, иногда сочетающимся с внешним наклепом. При сверхбыстром лазерном нагреве рекристаллизация, обусловленная фазовым наклепом, может быть полностью подавлена [11].
Предварительный отпуск и пластическая деформация закаленной стали способствует развитию рекристаллизации аустенита при последующем лазерном нагреве. При повышении температуры отпуска начало рекристаллизации аустенита снижается до интервала а ^ у превращения. С повышением степени пластической деформации температура начала рекристаллизации аустенита снижается к интервалу а ^ у превращения; рекристаллизованное зерно резко измельчается [12] .
Кинетика формирования аустенитного зерна при нагреве стали с исходной мартенситной структурой имеют свою специфику. Нагрев с большими скоростями выше температуры Ас3 (если не успевает пройти отпуск мартенсита) не сопровождается измельчением зерна, а действительное аустенитное зерно наследует размеры бывшего аустенитного зерна до закалки [6].
Для мартенситной, бейнитной, а также видманштеттовой структур общей чертой является кристаллографическая упорядоченность: в пределах объема зерна исчезнувшего аустенита пластины а-фазы имеют определенную кристаллографическую ориентировку. При нагреве стали зародыши у-фазы в свою очередь закономерно ориентированы относительно пластин а-фазы, в результате чего в объеме исходного аустенитного зерна при небольших перегревах выше точки А3 формируется точно такое же аустенитное зерно, называемое восстановленным [14].
Исходное аустенитное зерно наследуется при небольших скоростях нагрева (несколько градусов в минуту), характерных для обычного печного нагрева. С ускорением нагрева эффект наследования исходного зерна ослабевает. Если же закаленную и неотпущенную сталь нагревать очень быстро (сотни градусов в секунду), то снова проявится сильная структурная наследственность [14].
В работах Муравьева В. И. [15] и Фролова А. В. [16] приводятся результаты исследований по управлению механическими свойствами стали 30ХГСА с помощью эффектов аустенитного предпревращения в процессе термической обработки. В статьях представлены зависимости прочностных и пластических характеристик закалённых образцов от длительности их изотермической выдержки в условиях аустенитного предпревращения при повторной закалке. Для определения критических точек полиморфного превращения предложен метод акустической эмиссии и продемонстрирована возможность его применения.
Максимальный фазовый наклеп в стали 30ХГСА получали трехкратной закалкой с температуры 900°С в воду. Аустенизацию проводили в расплаве смеси солей при температуре 800 - 900°С [16]. Полученные данные показывают, что процессы, происходящие во время повторной аустенизации при различных температурах, подобны, но отличаются скоростью фазового превращения. Эта скорость на начальной стадии, называемой инкубационным периодом или предпревращением, зависит от скорости зарождения центров превращения, определяемой выигрышем в свободной энергии при увеличении количества новой фазы и диффузионной подвижностью атомов. Эти показатели зависят от степени перегрева и при аустенитном превращении повышаются с увеличением перегрева, то есть увеличение температуры аустенизации приводит к снижению длительности инкубационного периода и повышению скорости самого фазового превращения [16]. Для повышения эффективности использования аустенитного предпревращения представляет интерес снижение температуры аустенизации в целях замедления процессов фазового предпревращения и, следовательно, более точного доведения структуры материала до требуемой стадии аустенитного предпревращения [16].
В работе Гвоздева А. Е. и Кузовлевой О. А. [17] рассмотрены изменения структуры и свойств металлических систем при термомеханическом воздействии на них перед фазовыми переходами первого и второго рода. Свойства металла меняются вблизи критических точек, наблюдается снижение временного сопротивления при приближении к температуре фазового перехода или магнитного превращения и максимальное изменение пластичности. При испытаниях сталей в состоянии предпревращения выявлено, что относительное удлинение этих сталей (пластичность) изменяется не монотонно: повышается с увеличением температуры, достигает экстремума - максимума перед каждым фазовым переходом первого рода в состоянии предпревращения, снижается после температуры критической точки и повышается с последующим возрастанием температуры. Авторы установили, что в состоянии предпревращения пластичность выше, чем в аустенитном состоянии [17].
Обсуждение
Для обеспечения повышения надежности работы наплавленного инструмента целесообразно получать металл в ЗТВ на участке полной и частичной перекристаллизации с минимальным размером зерна. Такая структура обеспечит одновременное повышение твердости, прочности и ударной вязкости металла.
Термический цикл на участке полной и частичной перекристаллизации ЗТВ должен обеспечивать высокую скорость нагрева, исключающую распад мартенсита основного металла. Интенсивный нагрев
45
исключит распад мартенсита и сделает возможным использование эффекта предпревращения в процессе наплавки для совершенствования структуры металла ЗТВ.
Высокая скорость нагрева металла с исходной структурой мартенсита обеспечивает структурную наследственность. Особенно нежелателен этот процесс в случае крупного исходного зерна. Можно рекомендовать предварительную термическую обработку для измельчения размера исходного зерна, а также достаточно быстрое охлаждение, исключающее его укрупнение в процессе выдержки и охлаждении в диапазоне температур Ас3 - Ас!.
Повышенная пластичность металла в состоянии предпревращения может обеспечить релаксацию напряжений, возникающих в процессе наплавки, и исключить риск образования трещин как в наплавленном металле, так и металле ЗТВ.
Весьма эффективным можно считать пластическую деформацию металла ЗТВ во время предпревращения. Повышенная пластичность может обеспечить возможность получения геометрической формы наплавленного участка инструмента, наиболее близкой к рабочей, что позволит сократить расходы инструментальных материалов и снизить трудоемкость изготовления.
Литература
1. Пермяков Д. Н. Анализ материалов и технологий упрочнения распредвалов двигателей внутреннего сгорания грузовых автомобилей // Наука, техника и образование, 2016. № 7 (25). С. 58-61.
2. Пермяков Д. Н. Анализ причин возникновения дефектов в структуре наплавленного материала, нанесенного плазменной наплавкой // Academy, 2016. № 9 (12). С. 4-6.
3. Пермяков М. Б. Повышение длительных эксплуатационных свойств металла зон сварных тавровых соединений большепролетных подкрановых балок. / М. Б. Пермяков, М. И. Мышинский, А. М. Давыдова, В. М. Степочкин, Р. Ф. Гибадуллин, В. В. Лапшин, Р. А. Сагитдинов // European science, 2016. № 2 (12). С. 17-20.
4. Курдюмов Г. В. Превращения в железе и стали. Курдюмов Г. В., Утевский Л. М., Энтин Р. И. М., «Наука», 1977. 236 с.
5. Садовский В. Д. Структурная наследственность в стали. М.: Металлургия, 1973, 205 с.
6. Макаров Л. Э. Теория свариваемости сталей и сплавов / Л. Э. Макаров, Б. Ф. Якушин. Под ред. Л. Э. Макарова. М.: Изд-во МГТУ им Н. Э. Баумана, 2014. 487 с.
7. Макаров Э. Л. Холодные трещины при сварке легированных сталей. М.: Машиностроение, 1981. 247 с.
8. Счастливцев В. М. Перекристаллизация сталей при сварочном нагреве. / В. М. Счастливцев, Т. И. Табатчикова, И. Л. Яковлева // Сварка и Диагностика, 2011. № 3. С. 8-13.
9. Зимин Н. В. О влиянии температуры, скорости нагрева и исходного состояния структуры углеродистых сталей на процессы образования в них аустенита // Металлообработка, 2006. № 1. С. 41-47.
10. Сазонов Б. Г. Экстремальная диффузионная активность в стали в состоянии предпревращения // Ми ТОМ, 1990. № 7.
11. Садовский В. Д., Табатчикова Т. И., Умова В. М., Осинцева А. Л. Фазовые и структурные превращения при лазерном нагреве стали. I Влияние исходной структуры // ФММ, 1982. Т. 53. № 1. С. 88-94.
12. Садовский В. Д., Табатчикова Т. И., Умова В. М., Осинцева А. Л. Фазовые и структурные превращения при лазерном нагреве стали. II. Влияние отпуска закаленной стали на процесс перекристаллизации при лазерном нагреве // ФММ, 1984. Т. 58. № 4. С. 812-817.
13. Садовский В. Д., Счастливцев В. М., Табатчикова Т. И., Яковлева И. Л. Образование аустенита при сверхбыстром лазерном нагреве сталей со структурой пакетного мартенсита // ФММ, 1987. Т. 63. № 3. С. 555-562.
14. Новиков И. И.Теория термической обработки металлов: Учебник для вузов. 4-е изд., перераб. и доп.: Новиков И. И.: Металлургия, 1986. 480 с.
15. Муравьёв В. И., Фролов А. В., Дмитриев Э. А., Лончаков С. З., Соколов Д. А. Повышение эффективности технологий термической обработки сталей с использованием эффектов аустенитного предпревращения и метода акустической эмиссии // Фундаментальные проблемы современного материаловедения, 2011. Т. 8. № 4. С. 83-89.
16. Фролов А. В. Повышение эффективности термической обработки сталей за счет использования аустенитного предпревращения и превращения // Авиационная промышленность, 2012. № 3.
17. Кузовлева О. В., Гвоздев А. Е. О закономерностях и причинах изменения пластичности металлов и сплавов в состоянии предпревращения // Известия ТулГУ. Технические науки, 2011. Вып. 5. Ч. 3. С. 94-103.
