Основы термической обработки металлов и сплавов

Основы термической обработки металлов и сплавов

Введение

Термическая обработка металлов и сплавов является одной из важнейших составляющих любого технологического процесса изготовления металлических изделий, цель, которой заключается в создании требуемого комплекса механических либо иных физико-химических свойств материала изделия, в увеличении эксплуатационных характеристик работы изделий в конструкциях, машинах и агрегатах, а также в улучшении технологичности материала при получении изделий. Роль термической обработки металлов и сплавов трудно переоценить. Она, как основной упрочняющий вид обработки, обеспечивает надежность и достаточную долговечность работы машин и механизмов, уменьшает их металлоемкость, массу, снижает энергетические эксплуатационные затраты. Многие специальные металлические материалы, например, коррозионностойкие, инструментальные быстрорежущие стали приобретают эти свойства только в результате специальной термической обработки. Практически во всех случаях применение термической обработки по оптимальным режимам увеличивает эффекты повышения свойств сплавов, достигаемых при легировании. Наконец, предварительная термическая обработка слитков, заготовок и промежуточных полуфабрикатов обеспечивает принципиальную возможность проведения холодной или горячей обработки давлением, делает их более технологичными, улучшает обрабатываемость резанием, позволяет улучшить свойства готового изделия за счет получения более рациональной исходной его микро- и макроструктуры.

Термическая обработка, как операция технологического процесса, заключается в нагреве металла или сплава до заданной температуры, в выдержке при этой температуре либо без выдержки с последующим охлаждением.

В зависимости от вида обработки, ее цели, от исходного и требуемого конечного структурного состояния материала, термическая обработка характеризуется своими технологическими параметрами, в качестве которых выступают чаще всего температура и условия нагрева, длительность выдержки, скорость охлаждения и среда и способ охлаждения. При использовании дополнительных воздействий, кроме теплового, в качестве параметров такой обработки будут выступать контролируемые количественные и качественные характеристики этих воздействий.

Теория термической обработки - это учение об изменениях структурного и фазового состояния металлов или сплавов и их свойств при тепловом воздействии либо в его комбинации с другими физико-химическими воздействиями и не исчезающих после их прекращения.

1. Классификация видов термической обработки металлов и сплавов

Современная система знаний в области термической обработки требует ее классификации. В основе рассматриваемой действующей классификации видов термической обработки положена система, предложенная еще в 1931 г. А.А. Бочваром, которая отражает два принципа классификации: технологический и фазовых превращений. В соответствии с таким подходом вся термическая обработка может быть подразделена на следующие основные группы: собственно термическая; химико-термическая и деформационно-термическая обработка.

Собственно термическая обработка в зависимости от структурного состояния, получаемого в результате ее применения, разделена на три класса: отжиг; закалка; отпуск и старение.

Отжиг подразделяется на два вида: отжиг первого рода и второго рода.

К отжигу первого рода отнесены виды, в процессе которых фазовые (полиморфные) превращения не протекают, а если и протекают, то не оказывают решающего влияния на основные результаты обработки и структуру сплава (уменьшающий напряжения, гомогенизационный, рекристаллизационный, дорекристаллизационный, увеличивающий зерно).

К отжигу второго рода - виды отжига, при которых фазовые превращения обусловливают цель и возможность проведения отжига.

К нему относятся: полный отжиг, нормализация, одинарная термическая обработка, изотермический, одинарная изотермическая обработка, неполный, сфероидизационный циклический отжиг и др.

Закалка подразделяется на два вида: без полиморфного превращения и закалка на мартенсит. В зависимости от нагреваемого объема при закалке ее подразделяют на объемную и поверхностную.

По способам охлаждения закалка может быть: непрерывной (закалка в одном охладителе), прерывистой (закалка в двух охладителях), ступенчатой и изотермической (закалка в горячих средах), с обработкой холодом, с самоотпуском, включая сорбитизацию.

Поверхностную закалку подразделяют по способам нагрева: закалка токами высокой частоты (ТВЧ), с контактным нагревом, в электролите, пламенем газовой горелки, в перегретых соляных и свинцовых ваннах а также методы поверхностной закалки с использованием высококонцентрированных источников энергии: лазерного, плазменного, электронным лучом.

Отпуск и старение: отпуск используется для сплавов, прошедших закалку на мартенсит, а старение - после закалки без полиморфного превращения.

В зависимости от температуры нагрева, исходного и конечного структурного состояния, отпуск может быть высокий, средний и низкий. Для высоколегированных сталей применяют, кроме того, отпуск на дисперсионное твердение.

Старение бывает термическим и деформационным, искусственным и естественным. Искусственное старение может быть неполным (кратковременным), на максимальную прочность, стабилизирующим и разупрочняющим.

Химико-термическая обработка подразделяется на два класса: насыщение неметаллами (углеродом, азотом, серой, бором): поодиночке либо двумя или тремя неметаллами одновременно или удаление их из поверхности; диффузионное насыщение металлами (алюминием, кремнием, хромом, цинком или иными металлами): одним, либо в комплексе несколькими металлами одновременно, либо удаление какого-либо металла из поверхности.

В большинстве случаев названия процессов совпадают с названием насыщающего вещества, например, науглероживание (цементация), азотирование, сульфоцианирование, обезводороживание, диффузионное хромирование, хромосилицирование, хромованадирование, обесцинкование и др. Химико-термическая обработка может быть применена для сталей либо чугунов, для алюминиевых, медных либо иных сплавов. В этом случае название процесса будет включать наименование насыщаемого материала, например, цементация стали или диффузионное хромирование алюминиевых сплавов.

Деформационнотермическая обработка подразделяется на три класса: механикотермическая обработка (МТО); термомеханическая обработка (ТМО); микродеформационнотермическая обработка (МДТО).

Механикотермическая обработка, основанная преимущественно на структурном эффекте получения и закрепления структур полигонизации, она может иметь следующие разновидности: дорекристаллизационная МТО, низкотемпературная МТО и высокотемпературная МТО.

Термомеханическая обработка, использующая влияние деформационных структурных изменений на повышение упрочняющего влияния фазовых превращений при термической обработке, может разрабатываться применительно к сплавам, не претерпевающим полиморфных превращений, а также к сплавам, закаливающихся на мартенсит. В обоих случаях различают низкотемпературную и высокотемпературную ТМО. Кроме того, выделяют процессы предварительной ТМО, которая представляет собой технологию, реализующую механизмы процессов, промежуточные между МТО и ТМО.

Микродеформационнотермическая обработка,основанная на влиянии чередующихся многократных микродеформаций, развивающихся одновременно с тепловым воздействием на структуру металлов и сплавов, технологически может выполняться с использованием принципиально различных физических воздействий, например, микродеформаций от теплового циклирования, внешнего ультразвукового воздействия, переменных чередующихся изгибных деформаций, например, роликами правильной машины, переменными микродеформационными кручениями, воздействием переменных или импульсных магнитных полей и др. Такие виды обработки носят названия соответственно термоциклическая, термоультразвуковая, термомагнитная и т.д.

2. Отжиг. Отжиг первого рода

Отжиг - это чаще всего, предварительная термическая обработка, применяемая на металлургических предприятиях для обработки полуфабрикатов в виде отливок, слитков, листов, прутков и других изделий.

Понятие отжига объединяет в себе операции термической обработки, направленные на восстановление равновесного состояния металлического вещества, нарушенного при технологической предыстории получения обрабатываемого изделия.

Простейшими неоднородностями в металлическом материале являются:

наличие в структуре остаточных упругих напряжений, возникающих при различных внешних воздействиях на кристаллиты и не исчезающих после окончания обработки, например, после сварки, литья, процессов обработки давлением (прокатка, ковка, штамповка и др.);

наличие химической неоднородности в распределении компонентов по сечению твердого раствора в материале изделия или наличие метастабильных структурных и фазовых составляющих, не свойственных равновесному состоянию материала и обусловленных, главным образом неравновесной кристаллизацией при литье слитков или отливок;

наличие избыточного количества физических неоднородностей в кристаллическом строении реального материала, таких как: точечные (вакансии, дислоцированные атомы), линейные (дислокации: краевые, винтовые, смешанные и др.), поверхностные (субзеренные границы и границы зерен), возникающих при холодной или горячей обработке давлением;

несовершенства, обусловленные различиями кристаллографической ориентировки соседних кристаллитов в поликристаллическом веществе;

структурные дефекты, обусловленные нежелательным характером фазово-структурного состояния металлов или сплавов (крупнозернистость, расположение хрупких фаз по границам зерен, грубое строение эвтектоида, нерегулярное распределения частиц фаз по объему зерен и т.д.).

Отжиг подразделяется на два вида: отжиг первого рода и отжиг второго рода. Такое подразделение обусловлено их отношением к процессам фазовой перекристаллизации.

К отжигу первого рода отнесены виды, в процессе которых фазовые (полиморфные) превращения не протекают, а если и протекают, то не оказывают решающего влияния на основные результаты обработки и структуру сплава (уменьшающий напряжения, гомогенизационный, рекристаллизационный, дорекристаллизационный, увеличивающий зерно).

К отжигу второго рода - виды отжига, при которых фазовые превращения обусловливают цель и возможность проведения отжига.

К нему относятся: полный отжиг, нормализация, одинарная термическая обработка, изотермический, одинарная изотермическая обработка, неполный, сфероидизационный циклический отжиг и др.

Отжиг, уменьшающий напряжения

Отжиг для снятия остаточных напряжений основан на том, что при нагреве упругонапряженного металла снижается уровень критического напряжения сдвига ниже уровня действующих в металле остаточных напряжений, в результате чего остаточные напряжения снижаются. Чем выше температура нагрева, тем в большей степени снижаются напряжения. При этом происходит консервативное перемещение дислокаций в своих плоскостях скольжения после исчезновения части закреплений дислокаций узлами дислокационных сеток и различными физико-химическими неоднородностями.

Сдвиговая кинетика снятия напряжений характеризуется быстрым уменьшением остаточных напряжений до уровня, близкого к значению критического напряжения сдвига, соответствующего температуре отжига, с последующим очень слабым уменьшением напряжений в течение длительного времени. Кинетика снятия и уровень остаточных напряжений после отжига определяются не его длительностью, а температурой нагрева.

При низких температурах напряжения могут сниматься лишь по диффузионному механизму, при котором напряжения снимаются очень медленно и требуется очень длительная выдержка (несколько десятков часов).

Технология отжига отливок из серого чугуна предусматривает нагрев до температуры 430 - 600 ⁰С с выдержкой от 0,5 до 5,0 ч в зависимости от размеров и сложности формы отливок с последующим охлаждением вместе с печью. Технология реализует сдвиговый механизм снятия напряжений. Медленное охлаждение предотвращает образование новых напряжений в результате возможного появления температурных градиентов при быстром охлаждении. Отжиг стальных отливок, штамповок и сварных узлов проводится при температуре 550 - 680 ⁰С в зависимости от исходного структурного состояния изделия и требуемых механических свойств. Длительность выдержки определяется расчетом от 2 до 4 мин на 1 мм толщины изделия и не превышает обычно 2 - 3 ч. Снятие напряжений происходит по сдвиговому механизму.

Однако если после термической обработки на высокую твердость (50 - 60 HRC) изделия шлифуются, то для снятия шлифовочных напряжений, предотвращения коробления изделий при длительной эксплуатации и возможного образования шлифовочных трещин проводят отжиг (“старение”) при температурах 120 - 140 ⁰С с длительностью выдержки от 12 до 48 ч. Механизм снятия напряжений при таком отжиге стали - диффузионный.

Сдвиговое снятие напряжений в чистом алюминии и чистой меди достигается при температуре 150 ⁰С в течение 0,5 - 1,0 ч, в двойных латунях от Л90 до Л62 при 200 ⁰С; ЛС 59-1 - 285 ⁰С, 1 ч; ЛА 77-2 - 350 ⁰С, 1 ч. Технический титан отжигают при температуре 500 °С, титановые сплавы - при 550 - 600 ⁰С с выдержками 0,5 - 1,0 ч.

Гомогенизационный отжиг

Гомогенизационный отжиг применяют для слитков и отливок, в которых в реальных условиях кристаллизации сформировалась химически неоднородная структура, включая дендритную ликвацию и наличие неравновесных эвтектик или других структурных составляющих (см. лекцию 3).

Целью гомогенизационного отжига является устранение химических неоднородностей в структуре и на этой основе повышение пластичности материала отливок, улучшение технологичности слитков при обработке давлением, повышение однородности структуры готовых изделий и улучшение комплекса их свойств.

Температура нагрева при гомогенизационном отжиге должна быть предельно высокой, близкой к температуре плавления. Это позволит предельно сократить длительность выдержки. Однако верхний предел температурного режима отжига ограничивается развитием возможных нежелательных явлений, таких как чрезмерный рост размера зерна (перегрев) или оплавление границ зерен, обогащенных примесями, что сопровождается насыщением газами, образованием газовой и усадочной пористости, окислением и возникновением трещин (пережог).

Практика показывает, что в большинстве случаев температура отжига может быть предварительно определена как (0,90 - 0,95) от температуры плавления в Кельвинах. Затем для каждого конкретного сплава она уточняется на основе проводимых исследований структуры и свойств заготовок и готовых изделий. Оптимальной считается температура, которая при минимальных затратах (небольшой длительности отжига), обеспечивает достаточную технологичность материала заготовки при обработке давлением (прессовании, прокатке и др.) и заданный уровень свойств готовых изделий.

Длительность выдержки при гомогенизационном отжиге зависит от типа сплава, технологии его получения, размеров заготовок и величины садки в нагревательном устройстве (печи). Она складывается из длительности прогрева изделия по толщине либо времени прогрева по сечению крупной садки; времени, необходимого для растворения неравновесных структурных составляющих в структуре сплава; и, наконец, времени, требуемого для устранения дендритной ликвации.

Длительность прогрева определяется теплотехническими расчетами на основе решения дифференциальных уравнений теплопроводности либо экспериментальными методами путем термометрирования садки в печи.

Время, необходимое для растворения неравновесных структурных составляющих, можно определить эмпирическим выражением

= a m ^b,

где а и b - константы для конкретного сплава и технологии его производства; m - толщина растворяющихся частиц неравновесных структурных составляющих. Значение величины а во многом определяется размером обрабатываемых заготовок и изделий, а значение показателя степени b - устойчивостью неравновесных фаз и диффузионными характеристиками системы. Для алюминиевых сплавов, например, величина b колеблется от 1,2 до 2,5, при средних значениях, равных 2, что свидетельствует о преимущественно диффузионной кинетике растворения неравновесных структурных составляющих в таких сплавах.

Третья составляющая длительности выдержки при гомогенизационном отжиге определяется временем, затрачиваемым на гомогенизацию твердого раствора, характеризующегося в исходном состоянии либо после окончания растворения неравновесной структурной составляющей химической неоднородностью по сечению каждого зерна (внутрикристаллитной или дендритной ликвацией).

Скорость нагрева и скорость охлаждения - дополнительные технологические параметры гомогенизационного отжига. Слитки и фасонные отливки, особенно сложной формы, следует нагревать медленно, обычно вместе с печью - во избежание возникновения термических напряжений, которые могут привести к образованию трещин или короблению изделий.

По этой же причине и охлаждение часто проводят медленно (вместе с печью). При назначении режимов охлаждения наибольшее значение уделяют учету развивающихся при охлаждении фазовых превращений. При этом применяют такие способы и скорости охлаждения, при которых в результате развития фазовых превращений дополнительно повышается пластичность сплавов. Например, после отжига стальных слитков охлаждение, как правило, проводят медленное (вместе с печью) со скоростью от нескольких градусов до нескольких десятков градусов в час. Образующиеся при этом перлитные структуры характеризуются достаточно грубопластинчатым строением с низкими прочностными, но высокими пластическими характеристиками.

Наоборот, слитки из термически упрочняемых алюминиевых сплавов после гомогенизационного отжига рекомендуется охлаждать ускоренно (например, на воздухе), за счет чего предотвращается выделение по границам зерен твердого раствора вторичных выделений обычно хрупких фазовых составляющих.

Отливки из литейных алюминиевых сплавов после продолжительной гомогенизирующей выдержки охлаждают очень быстро - в воде, что полностью предотвращает выделение избыточной фазы. Кроме того, такое сочетание гомогенизационного отжига и быстрого “закалочного” охлаждения исключает необходимость нового нагрева под закалку, сокращая общую длительность цикла получения отливок.

Иногда применяют посадку в печь для отжига горячих слитков, не до конца охлажденных в кристаллизаторе или изложнице, подачу слитков из печи отжига на операцию горячей прокатки, исключая операции охлаждения после отжига слитков и их нового нагрева под обработку давлением. Это уменьшает общую продолжительность отжига и повышает суммарную экономичность процессов получения изделий.

Легированные стали, содержащие хром, молибден, ванадий, вольфрам, титан и др., отжигают при температурах 1050 - 1250°С в крупных садках с выдержкой от 8 до 20 ч. Нагрев и охлаждение очень медленные (до 10 - 20°/ч). Общая длительность цикла достигает 160 - 180 ч.

Алюминиевые сплавы отжигают при температурах от 440 до 640 °С в зависимости от химического состава сплавов. Преимущественно эта температура на 5 - 40 °С ниже температуры неравновесного солидуса конкретного сплава. Так, для дуралюминов Д1 и Д16, температуры неравновесного солидуса которых равны 509 и 508 °С, интервалы температур гомогенизационного отжига соответственно составляют: 470 - 500 °С и 470 - 495 °С. Для высокопрочного сплава В95 с температурой неравновесного солидуса 475 °С температура отжига 440 - 470 °С. Для сплава системы алюминий - магний марки АМг6, имеющего температуру неравновесного солидуса 460 °С, температура отжига очень близка к солидусу- 450 - 460 °С. Для малолегированного сплава АМц соответственно 650 и 600 - 640 °С. Длительность выдержки при отжиге от нескольких часов до нескольких десятков часов. Для сплавов типа дуралюмин это время от 8 до 36 ч, для сплавов систем Al - Mg до 48 ч.

Охлаждение слитков или слитковых заготовок из алюминиевых сплавов обычно ведут на воздухе. При использовании печей непрерывного действия слитковые заготовки подают непосредственно к прокатным станам для горячей пластической деформации подстуженными с температуры отжига до температуры деформации. Отливки из алюминиевых сплавов охлаждают после гомогенизации в воде, совмещая отжиг с закалкой.

Магниевые сплавы гомогенизируют при температурах 390 - 415 °С. Время выдержки 18 - 24 ч. Как и для алюминиевых сплавов, часто применяют совмещение гомогенизационного отжига с нагревом под обработку давлением (для слитков) и с закалкой (для отливок). Особенностью магниевых сплавов является их высокая химическая активность в контакте с кислородом воздуха, в связи с чем всегда существует опасность самовоспламенения. Поэтому нагрев слитков или отливок до температур отжига целесообразно вести в защитных средах, простейшей из которых является смесь воздуха с сернистым газом.

Как для алюминиевых, так и для магниевых сплавов иногда применяют высокотемпературную гомогенизацию (при температурах, на несколько градусов превышающих температуру неравновесного солидуса), что резко увеличивает степень гомогенизации слитков и отливок и не менее чем в 1,5 - 3 раза повышает пластичность сплавов.

Рекристаллизационные виды отжига

Рекристаллизационные виды отжига относятся к классу отжига первого рода и включают в себя: дорекристаллизационный, рекристаллизационный и выделяемый в отдельную классификационную группу отжиг, увеличивающий зерно. Рекристаллизационные виды отжига применяются для полуфабрикатов либо готовых изделий, полученных методами обработки металлов давлением (прокаткой, прессованием, волочением, ковкой, штамповкой и др.).

Целью основного из этих видов отжига (рекристаллизационного) является повышение пластичности и уменьшение прочности деформированного материала, в результате чего улучшается его технологичность на последующих операциях обработки давлением и повышается пластичность готового изделия.

Дорекристаллизационный отжиг, преследуя аналогичную цель, дополнительно должен обеспечивать сохранение в готовом изделии или полуфабрикате частичного деформационного упрочнения, полученного при предшествовавшей пластической деформации, что требуется в соответствии с условиями эксплуатации обрабатываемого изделия.

Отжиг, увеличивающий зерно, выполняется со специальными целями, чаще всего не связанными с достижением тех или иных механических свойств. В большинстве случаев такой отжиг имеет цель - укрупнение размера зерна и формирование текстур либо получение монокристаллического состояния сплава.

Общим для всех трех видов отжига металлов и сплавов в данном случае являются особенности его структурного состояния, характеризующегося повышенным количеством физических дефектов кристаллического строения (главным образом, высокой плотностью дислокаций, достигающих величин 10¹¹ - 10¹² 1/см²), введенных в металл при пластической деформации. При этом изменяется характер распределения дислокаций в тонком кристаллическом строении, формируются объемные дислокационные сетки, субзерна. Видимая под микроскопом зеренная структура металлов становится вытянутой вдоль направления основных растягивающих напряжений, а при больших степенях деформации зерна разрушается полностью, заменяясь волокнистым строением. При этом в структуре наблюдаются лишь грубые полосы скольжения с единой направленностью вдоль направления деформирования. При штамповке сложных по конфигурации деталей (например, зубья шестерен, коленчатые валы, крюки грузоподъемных механизмов и т.д.) волокна деформации, копируя форму наружной поверхности, располагаются во всем сечении по контуру детали. Такое волокнистое строение повышает надежность работы изделий при эксплуатации.

В результате пластической деформации наблюдается деформационное упрочнение металла (наклеп), что выражается в увеличении твердости, предела прочности, предела текучести с одновременным уменьшением пластичности (рисунок 7.2). Одновременно увеличиваются значения удельного электросопротивления. Характер этого изменения отличается от кривых деформационного упрочнения, что обусловлено тем, что удельное электросопротивление повышается в связи с ростом концентрации точечных дефектов (вакансий), тогда как повышение прочности и снижение пластичности обусловлено накоплением высокой плотности дислокаций.

Для повышения пластичности применяют рекристаллизационный и дорекристаллизационный отжиги, технологические параметры которых определяются с учетом степени пластической деформации, значения температурного порога рекристаллизации.

Температурный порог рекристаллизации - это такая минимальная температура, при которой начинается рекристаллизация в сильнодеформированных металлах. Температурный порог рекристаллизации для технически чистых металлов по определению А.А. Бочвара равен Т_пр = 0,4 Т_пл (в Кельвинах). Для сверхчистых металлов значение температурного порога рекристаллизации коэффициент 0,4 может уменьшаться вплоть до 0,25, а для сильнолегированных сплавов - увеличиваться до 0,55 - 0,60, а иногда рекристаллизация может не начаться вплоть до температуры плавления.

Температуру отжига назначают в связи с рекомендациями А.А. Бочвара на 100 - 150 ?С выше температурного порога рекристаллизации, хотя могут быть и отступления от этого правила для каждого конкретного сплава.

Отжиг при температурах ниже температурного порога рекристаллизации соответствует дорекристаллизационному виду отжига, при котором развиваются процессы возврата (отдых и полигонизация). При этом не изменяется исходная структура деформационного типа, но снижаются внутренние напряжения, могут формироваться устойчивые субзеренные структуры. Сплавы сохраняют после такого отжига частично деформационное упрочнение, необходимое для условий эксплуатации изделий.

Температурный порог рекристаллизации является своеобразным температурным критерием, отделяющим холодную и горячую пластическую деформацию. Температурный порог рекристаллизации железа 450°С. Для углеродистых сталей он составляет 450 - 650°С. Использование выражения для определения температуры отжига, предложенного А.А. Бочваром (Т_отж = Т_пр + 100...150°С), приводит к значениям температуры отжига для железа и углеродистых сталей 650 - 700°С.

Для сталей, легированных хромом, алюминием, молибденом и иными легирующими элементами, повышающими точку фазового превращения (например, стали 38ХМЮА, а также быстрорежущих сталей типа Р18, Р6М5), температура отжига может быть повышена до 750 - 770°С.

Длительность выдержки при рекристаллизационном отжиге углеродистых сталей может быть небольшой (10 - 60 мин) и зависит от толщины заготовки. Легированные стали требуют выдержек в 1,5 - 2 раза больших в связи с замедленным развитием диффузионных процессов, играющих большое значение в развитии рекристаллизации. Охлаждение после отжига углеродистых и легированных сталей не регламентируется и чаще всего проводится на спокойном воздухе. Стали аустенитного класса, типа 12Х18Н10Т, принципиально отличаются по технологии рекристаллизационного отжига от углеродистых и легированных сталей перлитного класса. Температура отжига таких сталей составляет 1050 - 1100 °С, охлаждение с температуры отжига в воде. При этом в едином процессе совмещается рекристаллизационный отжиг и закалка.

Для высокоуглеродистых (эвтектоидных и заэвтектоидных) инструмен-тальных сталей отжиг преследует цель осуществить не только рекристаллизацию феррита, но и сфероидизацию цементита. В этой связи температура отжига выбирается предельно высокой, близкой к точке А_с1 (680-710 °С), а длительность выдержки 5 -12 ч.

Чрезмерно выросшее при рекристаллизационном отжиге зерно в стали можно исправить пластической деформацией с последующим рекристал-лизационным отжигом при относительно низких температурах или путем отжига второго рода.

Температурный порог рекристаллизации алюминия зависит от чистоты его по примесям и колеблется в пределах от 100 до 290 °С. Для сплавов его значение достигает 290 - 350 °С. Термически неупрочняемые сплавы и технический алюминий (алюминий марок АД0, АД1, сплавы АМц, АМг6 и др.) отжигают при температуре 350 - 420 °С с выдержкой от 0,5 до 2,0 ч и охлаждением на воздухе.

Отжиг термически упрочняемых алюминиевых сплавов осложняется протеканием сопутствующей фазовой перекристаллизации. Для уменьшения ее влияния сплавы типа дуралюмин (Д1, Д16), авиали (АВ, АК6, АК8 и др.) отжигают при температуре 350 - 370 °С с охлаждением на воздухе.

Высокопрочные сплавы системы Al-Zn-Mg-Cu типа В95 отжигают при температурах 390 - 430 °С, при которых уже существенно развиваются процессы фазовой перекристаллизации. В этом случае охлаждение осуществляют замедленно (не более 30 °/ч) до 150 - 200 °С.

Температурный порог рекристаллизации магния около 100 °С. Для большинства магниевых сплавов 250 - 280 °С. Температура отжига практически для всех сплавов 350 °С. Длительность выдержки 0,5 - 2,0 ч. Охлаждение производят на воздухе. Скорость нагрева и охлаждения не оказывает влияния на результаты отжига.

Медь и большинство медных сплавов упрочняющей термической обработке не подвергают, поэтому для таких сплавов рекристаллизационный отжиг становится основным видом термической обработки, определяющим качество изделий. Температурный порог рекристаллизации меди от 180 до 230 °С. Для двойных латуней и бронз он составляет 300 - 400 °С, для сплавов меди с никелем (мельхиоров, нейзильберов), а также хромовых бронз - 400 - 500 °С.

Температуру рекристаллизационного отжига меди выбирают 500 - 700°С, что существенно в большую сторону отличается от рекомендаций А.А. Бочвара. Для двойных латуней и бронз температура отжига 600 - 700 °С, а медно-никелевых сплавов и хромовых бронз - 700 - 850°С.

Скорость охлаждения меди и большинства двойных сплавов на ее основе практически не оказывает влияния на результаты отжига, поэтому может применяться любой. На практике такие сплавы часто охлаждают в воде, за счет чего достигается очистка поверхности полуфабриката (проволоки, ленты и др.) от окалины. Двухфазные латуни и бронзы таким образом охлаждать нельзя, поскольку во многих из них могут происходить мартенситные превращения либо формирование метастабильных фазовых составляющих с пониженной пластичностью.

Температура начала рекристаллизации чистого никеля 300 °С. В технически чистом никеле и никелевых сплавах она составляет 350 - 550 °С. Температура отжига 700 - 800 °С, а никелевых сплавов 800 - 1100 °С, что так же, как и для меди значительно превышает значения температурного порога рекристаллизации.

Длительность выдержки при отжиге никелевых сплавов должна быть небольшой (1-15 мин.) в связи с интенсивным ростом зерна при развитии собирательной рекристаллизации.

Скорость охлаждения с температуры отжига зависит от типа сплава. Для технически чистого никеля и термически неупрочняемых сплавов (НМц5 - марганцовистый никель, НМЖМц-28-2,5-1,5 - монель-металл, Х20Н80 - нихром) охлаждение может быть любым и чаще всего его проводят на воздухе. Для термически упрочняемых сплавов типа Х20Н80Т3 - (нимоник) охлаждение должно быть ускоренным (в масле или даже в воде) в связи с опасностью выделения из твердого раствора вторичных фаз - упрочнителей, что может вызвать нежелательное в данном случае упрочнение, а также привести к межкристаллитной коррозии из-за выделения интерметаллидных частиц по границам зерен.

Температурный порог рекристаллизации чистого титана 450 °С. Для титановых сплавов он равен 550 - 600 °С. Оптимальными температурами рекристаллизационного отжига являются: для титана 550 - 700 °С, а для большинства титановых сплавов 630 - 750 °С. Длительность выдержки небольшая (10 - 40 мин), охлаждение на воздухе. Превышение указанных температур вызывает усиленный рост зерен. Кроме того, при температурах выше 800 - 850 °С для разных сплавов происходит фазовое превращение, обеспечивающее упрочнение сплавов и понижение пластичности, т.е. эффектов, противоположных целям рекристаллизационного отжига.

3. Отжиг второго рода

Аустенитное превращение

Линия PSK на диаграмме железо - углерод, соответствующая развитию прямого и обратного эвтектоидного превращения проходит параллельно оси концентраций практически через всю диаграмму. Этой линии отвечает первая критическая точка А_с1. Эвтектоидные превращения, кроме технически чистого железа, развиваются во всех железо-углеродистых сплавах: сталях и чугунах.

Обратное эвтектоидное (аустенитное) превращение происходит при перенагреве сплава со структурой перлита выше температуры эвтектоидного превращения (выше точки А_с1). В этих температурных условиях меньшим уровнем свободной энергии обладает аустенит, в связи с чем появляется термодинамический стимул превращения эвтектоидной феррито-цементитной смеси в аустенит. Перенагрев выше температуры эвтектоидного превращения практически немедленно приводит к появлению зародышей аустенита, которые далее растут по диффузионным механизмам, что требует затрат определенного времени. Рост аустенитного зародыша приводит к одновременному растворению пластин феррита и цементита, причем, ферритные пластинки растворяются быстрее, чем цементитные, что на кинетических диаграммах этого превращения каждый из этапов превращения выражается соответствующей кривой, определяя температурно-временные интервалы протекания тех или иных структурных изменений. Как следует из приведенных диаграмм, образование зародышей аустенита (линия 1) происходит при очень небольших степенях перенагрева, не зависящих практически от скорости нагрева стали. 2-й этап превращения, имеющий диффузионную кинетику, требует уже заметных затрат времени для растворения ферритных пластин в растущем аустенитном зародыше. При температуре нагрева Т_н это время, однако, невелико. Оно соответствует длительности, отмеченной точкой а на схеме а. Растворение цементитных пластин требует большего времени. Окончание этого этапа отмечено точкой b на том же рисунке. Наиболее длительным этапом является гомогенизация аустенита (точка с).

На схеме б видно, что дополнительное время необходимо для растворения избыточной фазы (например, феррита в доэвтектоидной стали или вторичного цементита - в заэвтектоидной). Этому дополнительному этапу превращения соответствует кривая 5. После растворения избыточной составляющей аустенит вновь оказывается неоднородным по составу, поэтому последним этапом превращения опять становится гомогенизация (кривая 6), которая требует наибольших временных затрат.

Таким образом, при любых видах термической обработки, включая отжиг второго рода и процессы закалки, длительность выдержки в аустенитном состоянии назначают исходя из длительности самого медленно протекающего превращения - гомогенизации аустенита, имея в виду, что все предшествующие этапы превращения успевают развиваться в течение назначенного времени.

В ряде случаев при применении скоростных методов нагрева до температур аустенитного состояния оказывается невозможным произвести выдержку для полного завершения диффузионных процессов, предусмотренных кинетической диаграммой. В этом случае используют непрерывный нагрев до более высоких температур, уровень которых зависит от скорости нагрева. На схеме а три наклонные кривые обозначают нагрев со скоростями V₁>V₂>V₃. При анализе превращений, протекающих при непрерывном нагреве с этими скоростями, можно видеть, что чем больше скорость нагрева, тем при более высоких температурах завершается превращение, включая гомогенизацию аустенита. Этот вывод очень важен для определения температурных режимов термической обработки с нагревом токами высокой частоты (ТВЧ), газопламенных технологий, а также новых процессов с использованием высококонцентрированных источников энергии, в том числе плазменного, лазерного нагрева и др.

Структурная перекристаллизация аустенита и размер аустенитного зерна

Сразу после завершения аустенитного превращения структура образующегося аустенита в большинстве случаев характеризуется очень мелкозернистым строением, поскольку высокие скорости развития 1-го этапа превращения обеспечивают появление очень большого числа зародышей аустенита в единице объема стали.

После завершения аустенитного превращения происходит дополнительная структурная перекристаллизация аустенита, которая приводит к дальнейшему, часто неоднозначному, изменению размера зерна. Известно, что аустенит имеет удельный объем примерно на 1% меньше соответствующего объема феррито-цементитной смеси, из которой он образовался. Поэтому перестройка решетки, происходящая при аустенитном превращении, сопровождается возникновением микронапряжений, накопление которых при росте аустенитного кристалла вызывает пластические сдвиги. Практически это реализуется в виде накопления дислокаций в формирующихся аустенитных зернах. Такое явление носит название фазового наклепа аустенита.

Повышенная плотность дислокаций в аустените является термоди-намическим стимулом рекристаллизационных процессов, развитие которых вслед за фазовым наклепом приводит к структурной перекристаллизации аустенита, обеспечивающей замену только что сформированной в цикле фазовой перекристаллизации зеренной структуры аустенита новыми аустенитными зернами, размеры и форма которых мало связаны со структурой, возникшей в результате фазовой перекристаллизации.

Характер изменения размера зерна аустенита в зависимости от температуры нагрева можно представить графически.

При нагреве стали с исходным размером зерна R_ис до температуры, несколько превышающей критическую точку, фазовая перекристаллизация обеспечивает его измельчение до уровня R_фп (схеме а), после чего дальнейшее повышение температуры может приводить к двум принципиально различным типам изменения зеренной структуры. В природно крупнозернистых сталях (ПК), рекристаллизационные процессы в которых развиваются сравнительно легко, первичная рекристаллизация может быть реализована параллельно с фазовым наклепом.

При этом в измельчение аустенитного зерна после завершения аустенитного превращения вносит свой вклад эффект как фазовой перекристаллизации, так и первичной рекристаллизации. Поэтому при дальнейшем повышении температуры рекристаллизационные процессы реализуются сразу по механизму собирательной рекристаллизации, обеспечивая непрерывный рост размеров аустенитного зерна с повышением температуры.

В случае природно мелкозернистой стали, рекристаллизационные процессы в которых заторможены присутствием в ее структуре высокодисперсных равномерно распределенных включений фаз различной природы и происхождения, в том числе неметаллических включений, карбидов, нитридов, оксидов и т.д., измельчение аустенитного зерна, обусловленное фазовой перекристаллизацией и первичной рекристаллизацией, разделяются по температурной шкале, в связи с чем после получения мелкого аустенитного зерна в результате эффекта фазовой перекристаллизации наблюдается дальнейшее измельчение зерна в результате формирования совершенно новой зеренной рекристаллизованной структуры аустенита (R_пр). Дальнейший нагрев так же, как и в предыдущем случае, приводит к росту зерна за счет процессов собирательной и вторичной рекристаллизации. Однако в достаточно широком интервале температур нагрева такие стали остаются более мелкозернистыми, поскольку наличие в стали тех же высокодисперсных частиц препятствует развитию и этих стадий рекристаллизации.

В доэвтектоидных сталях формирование аустенитной структуры при нагреве во многом определяется характером полиморфного превращения избыточного феррита в аустенит. В том случае, если в исходном состоянии структура стали содержала феррит в виде видманштеттовых кристаллов, либо в результате быстрого охлаждения с высоких температур в стали были сформированы мартенситные либо бейнитные кристаллы, образование аустенита при нагреве происходит упорядоченно с соблюдением принципа структурного и размерного соответствия, в результате чего размеры и внутренняя упорядоченность образующихся зерен аустенита полностью соответствуют исходной структуре. Именно в таких случаях В.Д.Садовский фазовую перекристаллизацию связывает с восстановлением аустенитного зерна. При таком развитии процессов фазовой перекристаллизации аустенитное зерно не измельчается (см. горизонтальную часть кривой ВЗ на схеме б). Однако развитие перестройки кристаллической решетки в условиях когерентности и последовательном ее нарушении при росте образующегося кристалла приводит к появлению высокой плотности дислокаций в объеме аустенита, что является причиной активного развития процессов первичной рекристаллизации, обеспечивающей формирование новой зеренной структуры аустенита после ее завершения (R_пр на схеме б). Структурная перекристаллизация может наблюдаться при большом превышении температур относительно критических точек стали, в ряде случаев на 200-300 °С.

Для определения склонности к росту зерна стали используют стандартную методику, согласно которой сталь нагревают до температуры 930 °С. Стали, сохранившие размер зерна менее 40 мкм (6 - 14 балл стандартной шкалы), называют природно- или наследственно мелкозернистыми (см. схему а - кривая ПМ), а стали, получившие более крупное зерно (там же - ПК), - природно- или наследственно крупнозернистыми. Склонность к росту зерна при нагреве сталей и их разделение на природно мелкозернистые и природно крупнозернистые определяется металлургической природой плавки, а следовательно, наличием и характером распределения в объеме стали неметаллических включений, количество которых находится в пределах допустимых по техническим требованиям и стандартам на сталь.

Однако мелкозернистость может быть специально создана введением в сталь легирующих элементов, образующих высокодисперсные труднорастворимые карбиды, нитриды или иные соединения, которые, препятствуя миграции границ зерен, задерживают развитие собирательной и вторичной рекристаллизации. Из мелкозернистого аустенита при последующем охлаждении формируются высокодисперсные конечные структуры стали, что обеспечивает получение высокого комплекса механических свойств стали. Такими элементами, например, могут явиться титан, цирконий, ниобий, ванадий и др. Примерами таких сталей являются: 18ХГТ, 25ХГТ, 25ХНТЦ и др. Алюминий, вводимый при раскислении, может образовывать нитриды алюминия, способствующие получению мелкозернистости стали.

Интенсивный рост аустенитного зерна при нагреве в аустенитной области и связанное с ним огрубление структурного состояния после охлаждения до комнатной температуры, вызывающее резкое понижение пластичности стали и особенно ее ударной вязкости, называют перегревом.

Перлитное превращение

Применительно к теории и технологии отжига второго рода, а также других видов термической обработки, основанных на процессах фазовой перекристаллизации, наибольшее значение имеет эвтектоидное (перлитное) превращение.

Это превращение обусловливает возможность осуществления основных видов термической обработки сталей и чугунов, регулирования их структуры и свойств.

Кроме того, важную роль в структурных изменениях, определяющих результаты отжига второго рода, играют процессы полиморфного превращения аустенита в феррит с образованием избыточной ферритной структурной составляющей в доэвтектоидных сталях, а также выделения вторичного цементита - в заэвтектоидных.

Прямое эвтектоидное (перлитное) превращение заключается в одновременном выделении двух фаз (феррита и цементита) из переохлажденного твердого раствора (аустенита) в изотермических условиях либо при непрерывном охлаждении.

Смесь фаз, состоящая из мелких, регулярно чередующихся частиц, связанных между собою силами физико-химического взаимодействия, имеющая единый средний химический состав и однородные свойства, называется эвтектоидом. Применительно к системе железо - углерод такая смесь носит название перлит.

В чистом виде эвтектоидный распад аустенита на феррито-цементитную смесь происходит в эвтектоидной стали с содержанием углерода 0,8%. Точкой фазового равновесия такого превращения является точка S на диаграмме железо - углерод. Этой точке соответствует трехфазное равновесие аустенита состава точки S с ферритом, состава точки Р и цементитом состава точки К.

При очень малых степенях переохлаждения (10 - 20 °С) формируется структура зернистого перлита. Сталь с такой структурой имеет самую низкую твердость и повышенную пластичность.

Структура пластинчатого перлита образуется при степенях переохлаждения 30 - 70 °С (режим 2 на рисунке 7.5). Он может быть также получен при непрерывном охлаждении изделий вместе с печью со скоростью несколько градусов в минуту. Пластинчатое строение перлита хорошо разрешается при металлографических исследованиях с помощью светового микроскопа даже при небольших увеличениях (х100 - 200 раз).

Основной количественной характеристикой структуры пластинчатого перлита является межпластиночное расстояние, представляющее собой суммарную толщину единичной ячейки, включающей ферритную и цементитную пластинки. Межпластиночное расстояние пластинчатого перлита составляет 0,5 - 1,0 мкм. Твердость пластинчатого перлита эвтектоидного состава составляет 170 - 230 НВ. Стали, имеющие перлитную структуру, характеризуются хорошей обрабатываемостью резанием, достаточно высокой пластичностью, хотя и более низкой, чем стали со структурой зернистого перлита. Структура пластинчатого перлита является основной структурной составляющей большинства углеродистых и многих легированных сталей в состоянии поставки с металлургических заводов.

При степенях переохлаждения 70 - 120 °С формируется пластинчатая структура перлитного типа, межпластиночное расстояние которой составляет 0,2 - 0,4 мкм. Такая структура получила название сорбит. Пластинчатое строение сорбита разрешается при металлографических исследованиях с применением больших оптических увеличений (х500 - 1000 крат). Твердость сорбита 230 - 330 НВ.

Кроме режимов термообработки, использующих изотермические условия развития перлитного превращения, структуру сорбита можно получить в условиях непрерывного охлаждения со скоростями несколько десятков градусов в минуту. Для малых сечений (менее 15 - 20 мм) это соответствует охлаждению изделий на спокойном воздухе.

Еще более дисперсные феррито-цементитные структуры, формирующиеся по механизму перлитного превращения, могут быть получены при степенях переохлаждения 150 - 250 °С. Это соответствует процессам распада в интервале температур минимальной устойчивости переохлажденного аустенита. В условиях непрерывного охлаждения такие степени переохлаждения достигаются при скоростях охлаждения несколько десятков градусов в секунду, что реализуется, например, при охлаждении в струе сжатого воздуха или при погружении образца из углеродистой стали в масло. Межпластиночное расстояния таких структур оказывается менее 0,1 мкм. Их пластинчатое строение при исследованиях на оптических микроскопах не разрешается. Для обнаружения пластинчатого строения в этом случае используют электронный микроскоп с увеличениями х10000 - 20000. Эта структура называется троостит. Твердость троостита самая высокая из всех рассмотренных структур перлитного типа. Она составляет 330 - 400 НВ.

Использование переохлаждений выше 200 - 250 °С (ниже “носа” С-образных кривых - режимы 5 и 6 на рисунке 7.5) приводит к получению структур верхнего и нижнего бейнита, являющихся продуктами промежуточного превращения, существенно отличающегося от перлитного как по механизму, так и по кинетике, а также по типу структурного состояния фаз в стали и ее свойствам; оно в своем механизме содержит элементы диффузионного и бездиффузионного (мартенситного) превращения.

Согласно диаграмме железо - углерод при охлаждении из аустенитного состояния до- и заэвтектоидных сталей фазовые превращения начинаются с выделения из аустенита избыточных фаз: феррита - в доэвтектоидной стали и вторичного цементита - в заэвтектоидной. После переохлаждения стали ниже нижней критической точки такой аустенит претерпевает эвтектоидное перлитное превращение. Таким образом, сталь получает структуру, состоящую из выделившегося на первых этапах фазовой перекристаллизации избыточного феррита (в доэвтектоидной стали) или вторичного цементита (в заэвтектоидной) и перлита, образующегося на завершающем этапе превращений. На изотермических диаграммах распада переохлажденного аустенита выделение избыточного феррита и вторичного цементита отражается появлением дополнительных линий, определяющих кинетику выделения этих структурных составляющих. При этом уменьшается устойчивость переохлажденного аустенита к распаду, линии перлитного превращения смещаются на диаграммах влево, по времени - к началу координат.

Основным методом повышения устойчивости аустенита к распаду является легирование стали.

Легирование любыми легирующими элементами, за исключением кобальта, увеличивает устойчивость переохлажденного аустнита к распаду, сдвигая С-образные кривые вправо. Главным образом, такое влияние легирующих элементов обусловлено замедлением диффузионных процессов при легировании. Легирующие элементы, введенные в сталь, не только сдвигают линии начала и конца перлитного и бейнитного превращения вправо вдоль временной координаты, но также разделяют перлитное и бейнитное превращения на самостоятельные интервалы температур (рисунок 7.6).

Легирование стали сильными альфа-стабилизаторами, такими, например, как хром и кремний (стали типа Х12М, 70С3), увеличивает устойчивость аустенита к распаду как в перлитной, так и особенно, в бейнитной температурной области. При этом С-образные кривые, соответствующие бейнитному превращению, располагаются правее таких же кривых для области перлитного превращения.

Комплексное легирование хромом, никелем, молибденом или вольфрамом вызывает противоположное соотношение влияния легирующих элементов на кинетику перлитного и бейнитного превращений. В данном случае (стали 40ХНМА, 5ХНВ и др.) устойчивость переохлажденного аустенита по отношению к перлитному превращению значительно больше, чем к бейнитному. С-образные кривые, соответствующие распаду на перлит, сдвинуты вправо по отношению к кинетическим кривым бейнитного превращения (рисунок 7.6, в). Стали, легированные этими же компонентами, но в большем количестве, например, стали 18Х2Н4ВА, 30ХН3М2ФА и др., характеризуются очень большим сдвигом С-образных кривых перлитного превращения вправо - за пределы реально реализуемых кинетических параметров, в связи с чем, диаграмма изотермического превращения часто изображается без нанесения перлитной области (рисунок 7.6, г).