Термическая обработка сплавов, не связанная с фазовыми превращениями в твердом состоянии

Виды термической обработки сталей

Термическая обработка – технологическая операция, состоящая из нагрева, выдержки при определенной температуре и охлаждения. Термическая обработка имеет важное значение именно для стали. Это обусловлено, с одной стороны, необыкновенно широким распространением стали в качестве конструкционных и инструментальных материалов, а с другой стороны, тем, что ни для одного сплава термическая обработка не дает такого эффекта по изменению свойств, как для стали.

Отжиг I рода– нагрев до различных температур с целью гомогенизации, снятия внутренних напряжений, рекристаллизации. Если в процессе нагрева и охлаждения в стали происходит полиморфное превращение, то оно является лишь процессом, сопутствующим гомогенизации, т.к. нет необходимости в фазовой перекристаллизации.

Отжиг II рода (или фазовая перекристаллизация) – нагрев выше Ас₃ (или Ас₁) с последующим медленным непрерывным или ступенчатым (изотермическим) охлаждением. Частный случай отжига II рода – нормализация (охлаждение на спокойном воздухе).

Закалка с полиморфным превращением – это термическая обработка, при которой главным является мартенситное превращение высокотемпературной фазы. Поэтому такую термообработку обычно называют закалкой на мартенсит.

Отпуск – это термическая обработка закаленной на мартенсит стали, при которой главным процессом является распад мартенсита. Применяют нагрев закаленной стали до температур не выше Ас₁.

Закалка без полиморфного превращения − это термическая обработка стали, при которой главным процессом является формирование неравновесной структуры во время ускоренного охлаждения. Она характерна для аустенитных сталей, не имеющих полиморфных превращений, и используется для растворения карбидов или интерметаллидов.

Старение – это термическая обработка, при которой в стали, подвергнутой закалке без полиморфного превращения, главным процессом является распад пересыщенного твердого раствора.

Закалка с плавлением поверхности − это термическая обработка, при которой главным процессом является быстрое затвердевание поверхностного слоя с образованием метастабильной структуры

Нагрев для снятия остаточных напряжений. Многие технологические воздействия на обрабатываемые детали сопровождаются возникновени ем в них остаточных напряжений, которые уравновешиваются в объеме детали.

Значительные остаточные напряжения появляются в отливках и полуфабрикатах, неравномерно охлаждающихся после проката или ковки, в холоднодеформированных полуфабрикатах или заготовках, в прутках в процессе правки, в сварных соединениях, при закалке и т.п.

Чаще всего эти напряжения нежелательны. Они могут вызвать деформацию детали при обработке резанием или в процессе эксплуатации, а суммируясь с напряжениями от внешних нагрузок, привести к преждевременному разрушению или короблению конструкции.

Для уменьшения остаточных напряжений изделия нагревают. С повышением температуры предел текучести понижается, поэтому остаточные напряжения вызывают пластическую деформацию и снижаются до уровня предела текучести металла при температуре нагрева.

По окончании выдержки при заданной температуре изделия медленно охлаждают, чтобы предотвратить возникновение новых напряжений.

Рекристаллизационный отжиг. Нагрев деформированных полуфабрикатов или деталей выше температуры рекристаллизации называют рекристаллизационным отжигом. Цель отжига – понижение прочности и восстановление пластичности деформированного металла, получение определенной кристаллографической текстуры, создающей анизотропию свойств, и заданного размера зерна.

Рекристаллизационный отжиг часто используют в качестве межоперационной смягчающей обработки при холодной прокатке, волочении и других операциях холодного деформирования. Рекристаллизационный отжиг может быть использован в качестве окончательной обработки полуфабрикатов.

Диффузионный отжиг. В реальных условиях охлаждения расплава кристаллизация твердых растворов чаще всего протекает неравновесно: диффузионные процессы, необходимые для выравнивания концентрации растущих кристаллов по объему, отстают от процесса кристаллизации. В результате сохраняется неоднородность состава по объему кристалла – внутрикристаллическая ликвация.

Диффузионным отжигом называют длительную выдержку сплавов при высоких температурах, в результате которой уменьшается ликвационная неоднородность твердого раствора. При высокой температуре протекают диффузионные процессы, не успевшие завершиться при первичной кристаллизации.

Диффузионному отжигу подвергают слитки легированных сталей и многих алюминиевых сплавов, а в некоторых случаях и отливки. Для стальных слитков нагрев ведут при температуре 1100–1300 °С в течение 20–50 ч, для алюминиевых слитков – при температуре 420–520 °С с выдержкой 20–30 ч.

Термическая обработка сплавов с переменной растворимостью компонентов в твердом состоянии. Эта обработка значительно упрочняет сплавы, что привело к широкому использованию сплавов этого типа – стареющих сплавов – в качестве конструкционных материалов повышенной и высокой прочности. Применяют стареющие сплавы на алюминиевой, медной, железной, никелевой, кобальтовой, титановой и других основах.

Рассмотрим принцип упрочняющей термической обработки стареющих сплавов на примере системы с промежуточным соединением (рис. 4.14).

Рис. 4.14. Диаграмма состояния компонентов с переменной растворимостью в твердом состоянии: а – диаграмма равновесия; б – количество первичных (1) и вторичных (2) кристаллов АmВn в сплавах разного состава при 20–25 °С (высота прямоугольника пропорциональна массе всего сплава)

К термически упрочняемым относятся сплавы составов от точки а до промежуточного соединения АmВn, в которых при охлаждении из твердого раствора α выделяются кристаллы АmВn. При этом степень упрочнения тем выше, чем больше масса вторичных кристаллов в равновесном сплаве (рис. 4.14, б).

Рассмотрим сплав I состава точки с, который в равновесном состоянии имеет двухфазную структуру, состоящую из кристаллов твердого раствора α концентрации точки а и относительно крупных вторичных кристаллов АmВn.

Сопротивление движению дислокаций возрастает по мере уменьшения расстояния между частицами упрочняющей фазы, т.е. сплав I станет прочнее, когда вместо немногочисленных крупных включений образуется большое количество мелких. Наибольшее препятствие для движения дислокаций создают включения, отстоящие одно от другого на 25–50 межатомных расстояний. В большинстве стареющих сплавов желательная дисперсная структура образуется в результате термической обработки, состоящей из закалки и старения.

При закалке сплавы нагревают до температур, обеспечивающих распад вторичных кристаллов. Для рассматриваемого сплава I такой будет температура, несколько превышающая t₁ (рис. 4.14, а). Быстрое охлаждение с температуры закалки полностью подавляет процесс выделения вторичных кристаллов, и в результате получают однофазный сплав – пересыщенный компонентом В твердый раствор. Пересыщение твердого раствора относительно мало сказывается на повышении твердости и прочности, незначительно изменяется и пластичность сплавов. Пересыщенный твердый раствор представляет собой неравновесную структуру с повышенным уровнем свободной энергии.

Поэтому, как только подвижность атомов окажется достаточной, твердый раствор будет распадаться – начнется процесс старения.

При старении уменьшается концентрация пересыщающего компонента в твердом растворе, этот компонент расходуется на образование выделений. В большинстве сплавов при старении получаются выделения нескольких типов.

При любой перегруппировке атомов в твердом растворе, в том числе и при зарождении выделений, необходимо преодолеть определенный энергетический барьер. Величину этого барьера называют энергией активации.

Энергия активации зарождения и роста выделений увеличивается с возрастанием отличий пространственной кристаллической решетки выделений от пространственной решетки основного твердого раствора. С увеличением температуры возрастает кинетическая энергия атомов и повышается вероятность преодоления более высокого энергетического барьера. Уменьшение свободной энергии при распаде пересыщенного твердого раствора будет наибольшим при выделении равновесных кристаллов АmBn, однако зарождение таких кристаллов, имеющих, как правило, сложную пространственную решетку, возможно только при достаточно высоких температурах. В общем случае при распаде пересыщенных твердых растворов могут возникать следующие образования (они перечисляются в порядке возрастания энергии активации зарождения): 1) зоны Гинье – Престона; 2) кристаллы метастабильной фазы; 3) кристаллы стабильной фазы.

Зоны Гинье – Престона (зоны Г–П) представляют субмикроскопические объемы твердого раствора с резко повышенной концентрацией растворенного компонента, сохраняющие решетку растворителя. При значительной разнице в размерах А и В, зоны Г–П имеют форму дисков. Диски закономерно ориентированы относительно пространственной решетки растворителя и затрудняют движение дислокаций.

Метастабильные фазы имеют иную пространственную решетку, чем твердый раствор, однако существует сходство в расположении атомов в определенных атомных плоскостях их решеток, что вызывает образование когерентной (или полукогерентной) границы раздела. Для метастабильных фаз характерна высокая дисперсность, что значительно повышает сопротивление движению дислокаций.

Стабильная фаза АmВn имеет сложную пространственную решетку с пониженным числом элементов симметрии и с большим числом атомов в элементарной ячейке.

Вторичные кристаллы со стабильной структурой в большинстве сплавов выделяются в виде достаточно крупных частиц. Значительное различие кристаллической структуры твердого раствора и стабильных кристаллов приводит к образованию некогерентной границы раздела и, следовательно, к минимальным искажениям решетки твердого раствора вблизи границы.

Если время выдержки достаточно велико, происходит коагуляция стабильных кристаллов. Коагуляцией называют рост кристаллов той фазы, которая распределена в виде включений в основе сплава. Рост кристаллов второй фазы происходит путем распада наиболее мелких и потому неустойчивых частиц и последующей диффузии растворенного компонента к более устойчивым частицам. Коагуляция приближает структуру сплава к равновесной.

Термическую обработку, приводящую к получению стабильной структуры (стабильные кристаллы АmВn после коагуляции), называют стабилизацией (термин подчеркивает получение более устойчивой структуры при возможном нагреве сплава в условиях эксплуатации).

14.4. Превращения в сталях при нагреве до аустенитного состояния.

При многих видах термической обработки сталь нагревают до температур, соответствующих существованию аустенита (процесс аустенитизации).

Образование аустенита при нагреве является диффузионным процессом и подчиняется основным положениям теории кристаллизации.

При нагреве эвтектоидной стали (0,8% С) несколько выше критической точки А₁ (727 °С) перлит (феррито-карбидная структура) превращается в аустенит:

ФP + Fе₃С → А_S.

Превращение состоит из двух одновременно протекающих процессов: полиморфного α → γ-перехода и растворения в аустените цементита.

При нагреве доэвтектоидной стали выше точки А₁ после превращения перлита в аустенит образуется двухфазная структура – аустенит и феррит.

При дальнейшем нагреве в интервале температур А₁–А₃ феррит постепенно растворяется в аустените. При температуре А₃ феррит исчезает, а концентрация углерода в аустените соответствует содержанию его в стали. Аналогично протекает превращение и в заэвтектоидной стали. При температуре несколько выше А₁ (727 °С) перлит превращается в аустенит, содержащий 0,8% С. В интервале температур А₁–А_сm происходит растворение избыточного цементита. Выше температуры А_сm будет только аустенит, содержание углерода в котором соответствует его содержанию в стали.

Рис. 4.15. Превращение стали с феррито-цементитной структурой при нагреве: а – схема изменений фазового состава при нагреве (диаграмма Fe–Fe3C); б – схема изотермического образования аустенита; в – последовательные стадии превращения перлита в аустенит (1 – начало превращения перлита в аустенит; 2 – конец превращения перлита в аустенит; 3 – полное растворение карбидов; 4 – гомогенизация аустенита)

Аустенит при температурах несколько выше Ас₁ (727 °С) содержит ~ 0,8 % С. Зародыши аустенита образуются на границе раздела феррита и цементита (рис. 4.15, в), где наличие дефектов уменьшает работу образования зародыша аустенита. При росте зародыша когерентность α- и γ-решеток нарушается, сдвиговый механизм заменяется нормальным механизмом роста и зерна аустенита приобретают равноосную форму. Образовавшийся аустенит неоднороден по содержанию углерода. В участках, прилегающих к частицам цементита, концентрация углерода в аустените выше (точка б на рис. 4.15, а), чем в участках, прилегающих к ферриту (точка в на рис. 4.15, а).

Под влиянием этого градиента перепада концентрации происходит диффузия атомов углерода в аустените в направлении от границы с цементитом к участкам, граничащим с ферритом, что приводит к нарушению равновесия на межфазных поверхностях между аустенитом и указанными фазами. Восстановление равновесия достигается в результате дальнейшего растворения цементита в аустените и перехода атомов углерода в феррит, что облегчает превращение его в аустенит.

Образовавшийся в результате описанных превращений аустенит неоднороден по составу, и для его гомогенизации требуется дополнительное время.

Скорость превращения ферритоцементитной структуры в аустенитную, помимо температуры нагрева, зависит от ее исходного состояния. Чем тоньше ферритоцементитная структура, тем больше возникает зародышей аустенита и меньше пути диффузии, а значит, быстрее протекает процесс аустенитизации. Чем больше в стали углерода, тем быстрее протекает процесс аустенитизации, что объясняется увеличением количества цементита, а следовательно, и ростом суммарной поверхности раздела феррита и цементита. Введение в сталь хрома, молибдена, вольфрама, ванадия и других карбидообразующих элементов задерживает процесс аустенитизации вследствие образования легированного цементита или карбидов легирующих элементов, более трудно растворимых в аустените.

Размер зерна аустенита при нагреве обуславливается несколькими факторами.

Зародыши аустенита при нагреве выше A₁ образуются на границах раздела феррит–карбид. При таком нагреве число зародышей всегда достаточно велико и начальное зерно аустенита мелкое. Однако нередко при таких невысоких температурах нагрева наблюдается разнозернистость – на фоне мелкого зерна отмечаются и очень крупные зерна.

При дальнейшем повышении температуры или увеличении длительности выдержки при данной температуре происходит собирательная рекристаллизация, и зерно увеличивается. Рост зерна аустенита происходит самопроизвольно и вызывается стремлением системы к уменьшению свободной энергии вследствие сокращения поверхности зерен.

Способность зерна аустенита к росту неодинакова даже у сталей одного марочного состава вследствие влияния условий их выплавки.

По склонности к росту зерна различают два предельных типа сталей: наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые.

В наследственно мелкозернистой стали при нагреве до высоких температур (1000–l050°C) зерно увеличивается незначительно, однако при более высоком нагреве наступает бурный рост зерна. В наследственно крупнозернистой стали, наоборот, сильный рост зерна наблюдается даже при незначительном перегреве выше А₁ (рис. 4.16).

В двухфазных областях, например в заэвтектоидных сталях, в интервале температур Ас₁–Асm (рис. 4.16, а) рост зерна аустенита сдерживается не растворившимися карбидными частицами. Такое же сдерживающее влияние на рост зерна в доэвтектоидных сталях в интервале температур Ас₁–Ас_m (рис. 4.16, а) оказывают участки феррита.

Легирующие элементы, особенно карбидообразующие, замедляющие собирательную рекристаллизацию, задерживают рост зерна аустенита. Наиболее сильно действуют Ti, V, Zr, Nb, W и Мо, образующие труднорастворимые в аустените карбиды, которые служат барьером. Более слабое влияние оказывает такой карбидообразующий элемент, как хром. Марганец и фосфор способствуют росту зерна аустенита.

Рис. 4.16. Диаграмма состояния Fe–Fe3C (а) и схема роста зерна аустенита в стали, содержащей 0,8 % С (б): 1 – наследственно мелкозернистая сталь; 2 – наследственно крупнозернистая сталь; 3 – наследственное зерно; 4 – зерно при нагреве под термическую обработку; 5 – исходное зерно; 6 – начальное зерно аустенита

Наследственно мелкозернистая сталь при достаточно высокой температуре может даже иметь более крупное зерно аустенита, чем наследственно крупнозернистая сталь, поэтому введено понятие о действительном зерне, т.е. зерне, существующем в стали при данной температуре.

Размер действительного зерна аустенита обусловлен температурой нагрева, продолжительностью выдержки при ней и склонностью данной стали к росту зерна при нагреве.

Продолжительный нагрев доэвтектоидной (заэвтектоидной) стали при температурах, значительно превышающих А₃ или Ас_m, приводит к образованию крупного действительного зерна как непосредственно при этой температуре, так и после охлаждения до 20 °С. Такой нагрев принято называть перегревом стали. Перегретая сталь характеризуется крупнокристаллическим изломом.

Рост видманштеттовых кристаллов феррита происходит при высоких температурах в условиях диффузии углерода (рис. 4.17, а).

Рис. 4.17. Микроструктура стали, ×100: а – перегретой; б – пережженной.

Перегрев может быть исправлен повторным нагревом стали доэвтектоидной до температуры выше точки А₃, а эвтектоидной и заэвтектоидной – выше А₁.

Нагрев при еще более высокой температуре, чем нагрев, вызывающий перегрев, и к тому же в окислительной атмосфере, называют пережогом стали. Он сопровождается образованием по границам зерен окислов железа (рис. 4.17, б). При пережоге излом стали камневидный. Пережог – неисправимый дефект стали.

Величина зерна стали не оказывает существенного влияния на стандартный комплекс механических свойств, получаемых при испытании на статическое растяжение и твердость, но с ростом зерна резко снижается ударная вязкость, работа распространения трещины и повышается порог хладноломкости. Чем крупнее зерно, тем более сталь склонна к закалочным трещинам и деформациям. Все это следует учитывать при выборе режимов термической обработки.

Дата добавления: 2014-01-20