Диффузионное удаление элементов из металла

Удаление вредных примесей при нагреве в вакууме является одной из разновидностей ХТО. В основе этой обработки лежит диффузионный процесс перемещения атомов вредных веществ из сердцевины к поверхности.

Часто такие процессы проводят в вакууме или в защитной среде (например, обезуглероживание трансформаторной стали в среде водорода).

Существует еще несколько интересных разновидностей ХТО- например сублимация одного или нескольких элементов на поверхности металла изделия за счет нагрева в вакууме определенных сплавов.

В ряде случаев ХТО с насыщением поверхности металла одним элементом не удовлетворяет требованиям эксплуатации изделий и поэтому используются процессы одновременного (или последовательного) насыщения поверхности деталей несколькими элементами, т.е. многокомпонентные ХТО - например, хромоалюмосилицирование и т.д. Такие процессы применяют при производстве лопаток турбин реактивных самолетов, для получения качественного покрытия может использоваться до четырех различных покрытий.

Рекомендуемая литература:

1.Металловедение и термическая обработка стали.Справ.изд.-3-е,В 3-х томах. Т.2 Основы термической обработки\ Под ред.Бернштейна М.Л. М.; Металлургия,1983-368с

2.Химико-термическая обработка металлов и сплавов. Справочник. Борисенок Г.В, Васильев Л.А и др.М.:Металлургия, 1981.-424с

3.Электрохимико-термическая обработка металлов и сплавов. Кидин И.Н., Андрюшечкин В.И и др.М.:Металлургия, 1978.-320с

4.Арзамасов Б.Н. Химико-термическая обработка металлов в активированных средах. М: Металлургия, 1979.-224с

5.Лахтин Ю.М, Арзамасов Б.Н. Химико-термическая обработка металлов. М: Металлургия,1985.-256с

6.И.М.Пастух. Теория и практика безводородного азотирования в тлеющем разряде. Харьков, ННЦ ХФТИ, 2006.-364с

7.Вакуумно-диффузионная обработка поверхности металлов с применением тлеющего и дугового электрических разрядов в газах. А.А. Андреев, И.М. Пастух, В.М. Шулаев -В кн. Новые процессы термической обработки. Харьков, ННЦ ХФТИ, 2004.-200с

8.Вакуумно-дуговые устройства и покрытия.. А.А. Андреев, Л.П. Саблев, В.М. Шулаев, С.Н. Григорьев.-Харьков; ННЦ ХФТИ, 2005.-236с

9.Блантер М.Е. Теория термической обработки. М.; Металлургия, 1984.-328с

Деформационно-термическая обработка (ДТО)

План

1.Практическая классификация видов ДТО и их назначение.

2.Режимы основных видов ДТО с характеристикой структуры и свойств, которые формируются

Металлы и сплавы могут приобретать заданную форму путем холодной, теплой или горячей деформации различными способами. Деформация металла существенно увеличивает запас внутренней энергии, что и является движущей силой процессов структурообразования в деформированном металле. При холодной пластической деформации поликристаллов в металлах происходит изменение формы и размеров зеренной структуры с образованием кристаллографической пространственной ориентации кристаллитов, повышается плотность дефектов кристаллической решетки (дислокаций, вакансий) и уровень напряжений, что приводит к существенному увеличению прочностных характеристик и твердости, при резком снижении пластичности и вязкости металла. Такое состояние называют наклепом. Металл в таком состоянии трудно поддается дальнейшей обработке, поэтому обычно его подвергают различным режимам термической обработки с целью повышения плостичности и вязкости.

Известно, что деформация кристаллов осуществляется преимущественно по определенным плоскостям и направлениям скольжения с образованием преимущественной ориентации кристаллических решеток зерен, что называется текстурой деформации. Из курса кристаллографии известно, что ОЦК решетка a-железа имеет несколько плоскостей скольжения: (110); (112); (123), а направлением скольжения является направление [111], всего 48 систем скольжения. У металлов с ГЦК решеткой скольжение происходит в плоскостях (111) по трем направлениям [101] в каждой плоскости, т.е. всего 12 систем скольжения.

Важное значение для понимания процессов структурообразования в деформированном металле (в процессе деформации или после нее) и получения требуемого уровня служебных свойств имеют рекристаллизация и процессы, входящие в это понятие. В деформированном металле или сплаве протекают процессы, ведущие к уменьшению его энергии. При нагреве деформированного металла возможны следующие процессы в порядке повышения энергии активации:

Возврат – это многостадийный процесс и включает в себя все элементарные процессы, происходящие в металле до начала рекристаллизации.

Под возвратом следует понимать процесс повышения структурного совершенства наклепанного металла путем перераспределения и уменьшения концентрации точечных дефектов, а также перераспределения и частичной аннигиляции дислокаций без образования новых границ (так наз. отдых) или с образованием и миграцией только малоугловых границ (так наз. полигонизация).

Отдых - начальная стадия процесса возврата металлов при их низкотемпературном (до 0,05-0,2Т_{плавления}) нагреве после деформации или радиационном облучении и связанная с перераспределением и уменьшением концентрации точечных дефектов (межузельных атомов, вакансий) путем их аннигиляции и стока, а также процессы перераспределения дислокаций их консервативным движением без образования новых границ. Отдых сопровождается частичной релаксацией упругих напряжений и восстановлением ряда физических свойств (электросопротивления, плотности металла) после деформации и слабо влияет на механические свойства.

Полигонизация- одна из стадий возврата, при которой идет перераспределение дислокаций (выстраивание в виде стенок), приводящее к образованию свободных от дислокаций и разделенных малоугловыми границами областей (субзерен) в моно- или поликристаллах. Малоугловые границы состоят из сеток, включающих винтовые и краевые дислокации, при сложном характере разориентировки соседних полигонов Полигонизация протекает при 0,25-0,35 Т_пл. Полигонизацию затрудняет все, что тормозит диффузию вакансий, способствует уменьшению числа активных дислокационных ступенек и образованию облаков Котрелла и Сузуки вокруг дислокаций, уменьшению энергии дефектов упаковки и затруднению поперечного скольжения. Примеси (углерод, азот), образующие облака Котрелла на дислокациях, затрудняют их движение и тормозят полигонизацию.

Динамическая полигонизация - развивается непосредственно в процессе горячей деформации, отличается тем, что одновременно с формированием субзерен, свободных от дислокаций, в теле субзерен повышается плотность дислокаций. Сохранение равноосности субзерен при больших степенях горячей деформации объясняется реполигонизацией - многократной повторной полигонизацией, состоящей в рассыпании субзеренных границ и новом их формировании.

Стабилизирующая полигонизация - полигонизация, при нагреве деформированного метала или сплава, сопровождающаяся аннигиляцией дислокаций противоположных знаков и образованием новых субзерен с устойчивыми малоугловыми границами; приводит к подавлению рекристаллизации при дальнейшем нагреве металла или сплава.

Рекристаллизация- процесс зарождения и (или) роста новых зерен в деформированном поликристаллическом металле или сплаве при нагреве за счет других зерен той же фазы, сопровождающися уменьшением суммарной зернограничной энергии и повышением их структурного совершенства. Явление открыто в 1887г английским ученым Г. Сорби с помощью микроскопа.

Рекристаллизация, которая происходит при нагреве после деформации металла, наз. статической рекристаллизацией, в отличие от динамической, протекающей непосредственно во время горячей деформации. Общим признаком для всех случаев является перемещение высокоугловых границ зерен. В результате рекристаллизации полностью устраняется состояние наклепа от пластической деформации, и восстанавливается пластичность. Плотность дислокаций снижается от 10^10-12до 10^8-7 см^-2. После значительных степеней деформации металла возможно образование текстуры. После рекристаллизации новые зерна приобретают также преимущественную кристаллографическую ориентировку, что приводит к формированию анизотропии механических, электрических, магнитных и др. свойств металлов.

Динамическая рекристаллизация - первичная рекристаллизация, происходящая непосредственно при горячей пластической деформации (точнее, сразу после ее окончания) металла или сплава (или во время последеформационных пауз). Отличается от статической рекристаллизации тем, что в появляющихся рекристаллизованных зернах во время их роста постепенно повышается плотность дислокаций из-за продолжающейся деформации металла (т.е. многократные обжатия) и создаются условия для зарождения новых рекристаллизованных зерен. Многократно чередующиеся циклы динамической рекристаллизации и повышение плотности дислокаций в рекристаллизованных зернах соответствует установившейся стадии горячей деформации с неизменным средним размером зерна. Динамическая рекристаллизации протекает тем быстрее, чем выше температура деформации. При температурах, значительно превышающих температурный порог рекристаллизации, она завершается в течение нескольких секунд или даже долей секунд.

Метадинамическая рекристаллизация - рекристаллизация, происходящая после горячей пластической деформации и заключающаяся в росте зародышей зерен, образовавшихся при динамической рекристаллизации. Отличается от обычной статической рекристаллизации отсутствием инкубационного периода из-за наличия готовых центров рекристаллизации и поэтому успевает полностью завершиться за короткий промежуток времени при охлаждении металла с температуры деформации.

Статическая рекристаллизация подразделяется на:

-первичную;

-собирательную;

-вторичную.

Первичная рекристаллизация (П.Р.) - процесс формирования и роста в деформированном металле новых зерен с пониженной (по сравнению с матрицей) плотностью дефектов кристаллического строения. Термодинамическим стимулом П.Р. является накопленная при пластической деформации энергия, связанная с дислокациями. Центры рекристаллизации могут появляться на границах деформированных зерен и внутри их. Первичная рекристаллизация - термически активируемый процесс- с повышением температуры процесс ускоряется. А период времени, в течение которого происходит формирование центров рекристаллизации называется инкубационным. С повышением температуры он уменьшается.

Собирательная рекристаллизация - процесс рекристаллизации, следующий сразу за первичной рекристаллизацией, заключающийся в нормальном росте одних рекристаллизованных зерен за счет соседних рекристаллизованных, осуществляемый миграцией высокоугловых границ. Термодинамическим стимулом собирательной рекристаллизации является уменьшение зернограничной энергии, т.к. зеренная структура по окончании первичной рекристаллизации термодинамически неравновесна из-за большой суммарной поверхности рекристаллизованных зерен и неуравновешенности поверхностного натяжения на границах зерен неправильной формы. Границы зерен перемещаются так, что их конфигурация приближается к равновесной: границы стремятся спрямиться, а углы между гранями стремятся к 120⁰. При этом наблюдается такая закономерность, что равновесными зернами в однофазном сплаве с практически изотропной зернограничной энергией и с прямыми границами могут быть только зерна с числом сторон в сечении шесть. У зерен с числом сторон меньше шести границы для образования в тройном стыке угла 120, должны быть выпуклыми, а у зерен с числом сторон больше шести - вогнутыми. Исследования показывают, что стыки более, чем трех границ, нестабильны.

При собирательной рекристаллизации размеры рекристаллизованных зерен более или менее однородны и их можно характеризовать средним размером диаметра зерна. Значительное укрупнение зерна в результате собирательной рекристаллизации происходит после определенных степеней холодной деформации, которая наз. критической степенью деформации и обычно для углеродистых сталей она составляет 5-10%. После критической степени деформации идет быстрый рост одних исходных нерекристаллизованных зерен за счет поглощения соседних.

Вторичная рекристаллизация -после первичной рекристаллизации происходит аномальный рост отдельных зерен “поеданием” окружающих мелких зерен. Причины те же, что и при первичной рекристаллизации. Одна из причин сильного торможения роста большинства зерен - дисперсные частицы вторичной фазы (карбиды, карбонитриды, неметаллические включения и т.д.) на их границах. При этом границы отдельных более крупных зерен могут быть менее заблокированы частицами вторичной фазы и они способны к избирательному росту. Такие зерна и являются центрами вторичной рекристаллизации. Для вторичной рекристаллизации характерно наличие двух групп зерен, которые значительно отличаются по размерам (т. е. разнозернистость структуры).

В металле, который подвергается высокотемпературной (выше температуры рекристаллизации) деформации, протекают процессы динамической рекристаллизации.

Рекристаллизация на месте - процесс роста субзерен, образовавшихся при полигонизации металлов и сплавов в результате миграции их малоугловой границы в области с повышенной плотностью дефектов кристаллического строения. Малоугловая граница такого субзерна превращается в высокоугловую и субзерно становится центром рекристаллизации. Центрами рекристаллизации могут также возникать в результате коалесценции (слияния) нескольких соседних субзерен

Любая обработка металлов и сплавов давлением (прокатка, ковка, прессование) связана с деформацией аустенита или продуктов его распада, с повышением плотности дефектов кристаллической решетки и их перестройкой в процессе деформации и после нее. Известно, что комплекс эксплуатационных свойств металлов и сплавов определяется, в основном, структурным состоянием металла. Поэтому для целенаправленного воздействия на металлы с целью получения требуемого уровня свойств и формы изделий необходимо создавать такие процессы, при которых в одной технологической цепочке совмещались бы технологии формообразования металлоизделия и управления его структурным состоянием. Одним из основных процессов и является совмещение горячего или холодного формообразования металлоизделий с фазовыми или структурными превращениями в металле является деформационно-термическая обработка (чаще ее называют термомеханическая или термопластическая обработка).

Пластическую деформацию в зависимости от температурного интервала, к котором она происходит и процессов, связанные с перестройкой возникших дефектов кристаллического строения металла, разделяют:

n на холодную - ниже 0,25-0,3 Т_ПЛ.-т.е. в области температур, при которых еще практически невозможно переползание дислокаций, а только поперечное скольжение винтовых компанент дислокационных петель и двойникование);

n -теплую - от 0,3 до 0,6 Т_пл.- в ходе деформации в тонкой структуре происходит переползание дислокаций, практически без миграции границ;

n горячую - выше 0,5-0,6 Т_пл.- идет интенсивная перестройка дислокационной структуры с сохранением только устойчивых при такой температуре дислокационных построений, а также миграция границ и субграниц.

Термомеханическую обработку надо понимать как совокупность операций деформации, нагрева и охлаждения (в различной последовательности), в результате которых формирование окончательной структуры металлического сплава и его свойств, происходит в условиях повышенной плотности и распределения несовершенств строения, созданных пластической деформацией.

При таком виде обработки основными параметрами воздействия на металл являются: степень, скорость и температура деформации, а также длительность последеформационной паузы. Важным фактором является, также и химический состав стали или сплава, который подвергается ТМО, а также схема и дробность деформации.

Термомеханическая обработка представляет собой сочетание двух способов энергетического воздействия - термического воздействия (нагрев под ОМД) и пластической деформации металла, при этом определяющим фактором является создание определенного структурного и субструктурного факторов, влияющих на последующее превращение аустенита. Очень часто в процессе или после горячей термомеханической обработки металл еще дополнительно подвергается в линии стана последующей термической обработке.

При этом следует отметить, что ТМО позволяет получать в технических металлах и сплавах значения прочности большие, чем достигаемые при легировании и обычной термической обработке. А оптимальные режимы ТМО, в которых регламентируется повышение степени несовершенства кристаллической решетки и перестройка полученных дефектов в развитые структурные и субструктурные построения, позволяют получать более уникальные сочетания прочности, пластичности и вязкости, чем при легировании твердых растворов или термообработке. При этом такая возможность повысить комплекс механических свойств металла может сочетаться с процессом заданного формоизменения изделия, т.е. с нагрева под деформацию, что существенно сокращает затраты на проведение последующей термической обработки с отдельного нагрева.

В мировой практике существует несколько видов классификаций процессов, совмещающих деформацию металла и термическое воздействие на него. Одной из них является классификация Кула и Радклиффа, которая разделяет все процессы на 3 класса:

Класс 1. Деформирование до превращения аустенита (включает подклассы):

-1а -обычный процесс горячего деформирования;

-1б- деформирование перед превращением в мартенсит;

-1в- деформирование перед превращением в феррито-карбидную смесь.

Класс 2. Деформирование во время превращения аустенита (включает подклассы):

2а- деформирование в процессе превращения аустенита;

2б- деформирование в процессе превращения в феррито-карбидную смесь;

Класс 3. Деформирование после превращения аустенита (включает подклассы):

3а- деформирование мартенсита, сопровождаемое последующим отпуском;

3б- деформирование отпущенного мартенсита с последующим старением металла;

3в- деформирование продуктов изотермического превращения.

В технической литературе стран СНГ чаще всего классификация способов термомеханической обработки базируется на признаке, определяющем последовательность операций деформирования и термической обработки в едином технологическом цикле.

Классификация видов термомеханической (деформационно - термической) обработки в СНГ:

В 1-й класс включены процессы, при которых «Деформация происходит в процессе термической обработки»:

а) выше температуры рекристаллизации:

- ВТМО с закалкой на мартенсит и отпуск;

-ВТМО поверхностных слоев деталей (ВТМПО);

-ВТМ изотермическая обработка (ВТМИзО) с распадом в перлитной или бейнитной области;

-Контролируемая прокатка;

б) ниже температуры рекристаллизации:

-НТМО;

-НТМ изотермическая обработка (НТМИзО) с деформацией в процессе аустенитно-перлитного превращения – изоформинг, либо в процессе аустенитно-бейнитного превращения;

2-й класс - «Деформация до термической обработки» включает:

а) выше температуры рекристаллизации:

- наследственная термомеханическая обработка с предварительной ВТМО и последующим высокотемпературным смягчающим отпуском (НТМУ-1);

- наследственная термомеханическая обработка с предварительной ВТМИзО с распадом в бейнитной области (НТМУ-2);

б) ниже температуры рекристаллизации:

-наследственная термомеханическая обработка с предварительной НТМИзО (НТМУ-3);

-предварительная термомеханическая обработка (ПТМО);

3-й класс- «Деформация после термической обработки» включает:

-обработка на деформационное старение мартенсита – марформинг (ДМО-1);

-обработка на деформационное старение мартенсита – марформинг после ВТМО (ДМО-2);

-обработка на деформационное старение бейнита путем его холодной или теплой деформации и последующего отпуска (ДБО).

4-й класс - «Деформация до и после термической обработки» включает:

-патентирование.

Сотрудниками Донецкого технического университета (Баранов А.А., Горбатенко В.П. и др.) предложен классификационный принцип разновидностей процессов, совмещающих тепловое и деформационное воздействие, по типу фазовых превращений (всего пять классов: 1)термомеханическая обработка; 2)ДТО с использованием тепла нагрева под деформацию; 3)химико-термическая обработка; 4)ДТО с обработкой на структурную наследственность; 5) получение ориентированных структур и композиционных материалов).

Наиболее распространенными видами ТМО являются:

- высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО), которая включает нагрев металла до температур стабильного аустенитного состояния, деформацию аустенита при температурах выше температур рекристаллизации (t_p) – обычно это деформация при температурах выше критических точек, с последующим охлаждением со скоростями ³V_КР (рис.1).

Рис. Графики высокотемпературной (ВТМО) и низкотемпературной (НТМО) термомеханической обработки металлов и сплавов

Условия охлаждения металла после деформации обеспечивают получение в металле структуры мартенсита, унаследовавшего субструктуру нерекристаллизованного аустенита, которая претерпевает структурные превращения при последующем отпуске (обычно низкий). Обычно основное формоизменение при горячей деформации происходит при температурах выше»0,5 Т_ПЛ. Обязательным условием реализации ВТМО является также и то, что аустенит перед закалкой должен иметь хорошо развитую полигонизованную субструктуру. Рекристаллизация(собирательная) деформированного аустенита при этой обработке недопустима. А это определяется температурой конца прокатки и временной паузой между деформацией и закалкой. В связи с тем, что при мартенситном превращении атомы смещаются только на доли межатомного расстояния, и соседи атома в аустените остаются его же соседями в мартенсите, поэтому дислокации из пластически деформированного аустенита прямо наследуются мартенситом. Плотность дефектов в мартенсите после ВТМО существенно выше по сравнению с обычной закалкой.

Следующим важным фактором этой обработки является то, что в мартенсите, образовавшемся из полигонизованного аустенита, большее количество мелких кристаллов, т.к. размер многих кристаллов мартенсита не выходит за пределы размеров субзерен аустенита. Эти особенности состояния мартенсита после ВТМО и обусловливают рост прочности при одновременном повышении пластичности, вязкости разрушения и снижение порога хладноломкости. ВТМО ослабляет также охрупчивание при отпускной хрупкости 1 и 2 рода.

В левой части рисунков приведены графики режимов, а в правой части диаграммы распада аустенита с наложенными графиками процессов.

Но в промышленных условиях не всегда удается по ряду причин осуществить быстрое охлаждение деформированного аустенита, т.е. время после деформации достаточно для протекания процессов рекристаллизации аустенита. Величина допустимой после деформационной паузы определяется температурой конца деформации, химическим составом металла, степенью деформации, ее дробностью и т.д. Общепринятым положением считается, что благоприятный эффект ТМО устраняется только собирательной рекристаллизацией. Таким образом, при проведении ВТМО стремятся получить в металле полигонизованную субструктуру или мелкозернистую рекристаллизованную.

Для реализации эффекта ВТМО необходимо выполнить следующие обязательные условия:

-получить в конце процесса ОМД измельченную зеренную структуру, в которой допускается протекание процессов до стадии собирательной рекристаллизации;

-предотвратить или замедлить процесс рекристаллизации деформированного металла на стадии охлаждения после чистовой прокатки;

-обеспечить металлу на стадии переохлаждения от надкритических температур пересыщение решетки углеродом и легирующими элементами.

Эффект ВТМО может быть обусловлен:

- измельчением зеренной структуры ивлиянием собственно деформационной субструктуры, сформировавшейся в исходном (деформированном) аустените и наследованной мартенситом после закалки;

-измельчением мартенситных кристаллов и изменением их тонкого строения и общей морфологии, определяемых наследственным влиянием субструктуры горячедеформированного аустенита или изменением зеренного строения вследствие рекристаллизации;

-изменением распада мартенсита и карбидообразования (эти процессы непосредственно связаны с изменением плотности и распределением дефектов в термомеханически упрочненном металле).

Косвенно эффект ВТМО еще может проявляться в изменении прокаливаемости стали из-за воздействия на кинетику распада переохлажденного аустенита деформации.

Если после горячей деформации аустенит не подвергнуть быстрому охлаждению и он претерпит рекристаллизацию, в т.ч. и собирательную, то тогда такой процесс будет называться закалкой с деформационного (прокатного или ковочного) нагрева. Закалка с прокатного нагрева может дать определенный прирост свойств обрабатываемому металлу по сравнению с закалкой с печного нагрева (т.е. без деформации), но главный фактор, благодаря которому эта операция используется в промышленности, это экономический эффект. При реализации закалки с прокатного нагрева появляется возможность исключить расходы на повторный нагрев под термообработку и проводить закалку прямо в линии стана (т.е. отпадает необходимость в термопечах и т.д.). ВТМО обеспечивает обрабатываемому металлу высокий уровень прочности, пластичности, вязкости и существенное снижение порога хладноломкости. Обычно ВТМО подвергают малоуглеродистые и низколегированные стали (реже среднеуглеродистые среднелегированные и инструментальные), при этом суммарная степень деформации составляет примерно 25-40% (при повышении степени деформации часто происходит снижение пластических свойств). Эта обработка повышает прочность при получении достаточно высоких значениях пластичности (более высокой, чем при НТМО) и, что особенно важно, вязкости металла (чего не обеспечивает НТМО). ВТМО также существенно снижает явления обратимой отпускной хрупкости и ослабляет необратимую отпускную хрупкость (чего не может НТМО).

В связи с тем, что при любой обработке давлением в металле одновременно происходят явления упрочнения и разупрочнения, целесообразно более детально остановиться на этих стадиях структурообразования, обусловливающих конечный комплекс свойств металла.

Горячая обработка давлением практически всегда предшествует теплой или холодной ОМД. Но существует много технологических процессов, в которых горячая ОМД является и конечной операцией при изготовлении металлоизделий (производство сортового проката - швеллеров, уголка, поковки, штамповки и т.д.).

В зоне деформации металл претерпевает сильную деформацию, в результате которой зеренная структура сильно изменяет форму (в зависимости от вида деформации) и в ней возникает большое количество дефектов кристаллического строения (дислокаций, вакансий), что и обуславливает возникновение запаса энергии (пропорциональной работе деформации), являющейся движущей силой процессов последующего структурообразования.. В зависимости от степени, температуры деформации и химического состава металла, могут возникать различные схемы процессов структурообразования в очаге деформации и после выхода металла из него. В координатах “напряжение - деформация” строятся кривые деформационного упрочнения для конкретных условий. Для горячей деформации такая кривая может состоять из четырех характерных участков, каждый из которых соответствует определенной стадии структурообразования.

Высокотемпературная термомеханическая изотермическая обработка -ВТМИзО, ( в работах Тушинского Л.И. с сотрудниками эта обработка называется высокотемпературная термомеханическая диффузионная изотермическая обработка -ВТМДИО) - заключается в горячей деформации (»30%) стали (эвтектоидного или близкого по составу) в аустенитном состоянии (примерно 900-950⁰С), выдержке не более 5сек и ускоренном охлаждении до температур изотермического распада аустенита по перлитному механизму. При этом возможно проводить распад деформированного металла как в изотермических условиях, так и при непрерывном охлаждении (наилучшие свойства получены на стали У8 при скорости охлаждения 30⁰С/с). После такой обработки возрастают прочность (»20%) и вязкость разрушения при практически неизменных показателях пластичности.

Основной эффект упрочнения обусловлен измельчением аустенитного зерна и получением при перлитном превращении мелких субколоний пластинчатого и субзерен глобулярного перлита. Дисперсность цементитных пластин и межпластинчатое расстояние в перлите практически не меняются по сравнению с термическим упрочнением на аналогичную структуру.

Термомеханическая обработка с деформацией во время перлитного превращения (ТМИзО) -часто называют еще “изоформинг”- сталь нагревают до аустенитного состояния, выдерживают, переохлаждают до температур перлитного превращения (600-650⁰С) и деформируют (наиболее эффективно 70%-суммарное обжатие за 7-9 проходов) во время этого превращения. Возможна схема обработки, когда деформацию осуществляют и до начала перлитного превращения аустенита. При таких обработках значительно (в 1,5-2 раза) повышается предел текучести сталей с феррито-перлитной структурой при существенном повышении ударной вязкости. Эффект получения таких свойств обусловлен получением структуры металла с ярко выраженной полосчатостью и дроблением пластин цементита в перлите, которые преобразуются в глобули. А в ферритной матрице формируется сверхмелкая зереннная и субзеренная структура, при этом размер зерен и субзерен примерно одинаков- 0,7 мкм и находится в отношении к размерам карбидных частиц как 7:1, что является оптимальным при достижении наибольшей энергоемкости разрушения металла.

Однако несмотря на получение такого хорошего сочетания механических свойств в металле после ТМИзО, этот процесс не получил распространения из-за отсутствия на предприятиях мощного деформирующего оборудования и сложности схемы обработки.

Низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО), которая включает в себя нагрев металла до однородного аустенитного состояния, охлаждение его со скоростью равной или выше критической до температур его высокой устойчивости (ниже температуры рекристаллизации (t_p ), деформацию переохлажденного аустенита и закалку с последующим отпуском (обычно 150-350⁰С) полученной структуры (мартенсита или троосто-мартенсита). При проведении НТМО стремятся получить в металле субструктуру наклепа ( перед термической обработкой). Металл после НТМО имеет примерно на 25-35% более высокие значения прочности, чем после ступенчатой закалки с отпуском (праобраз НТМО - нагрев выше А_С3,, охлаждение с критической скоростью до температур высокой устойчивости аустенита, выдержка для выравнивания температуры и закалка).

В связи с тем, что при реализации НТМО необходимо перед деформацией иметь устойчивый аустенит, то чаще всего этой обработке подвергают стали средне и высоколегированные с содержанием углерода обычно от 0,3 до 0,6%. При более высоком содержании углерода заметно снижаются значения пластичности. Структура стали после деформации с последующей закалкой мартенсит, или мартенсит с остаточным аустенитом (в зависимости от состава стали).

В США одна из разновидностей НТМО, применяемая для обработки конструкционных легированных сталей, получила название аусформинг-процесс, а подобная технология для упрочнения инструментальных быстрорежущих сталей - маруоконг). Поэтому часто НТМО в технической литературе еще называют этими терминами.Обычно при НТМО аустенит переохлаждают до 500-600⁰С и деформируют на большие степени (70-90%-суммарная деформация). В связи с низкой температурой деформации сопротивление деформированию у металла большое (существенно больше, чем при ВТМО) и поэтому реализация НТМО вызывает определенные технологические трудности (увеличенная жесткость прокатных клетей, высокопрочные валки, повышенный расход энергоносителей и т.д.). Упрочнение металла после НТМО больше, чем после ВТМО, но показатели пластичности и вязкости ниже. При этом следует также отметить, что НТМО не уменьшает степени охрупчивания при явлениях отпускной хрупкости закаленной стали;

Предварительная термомеханическая обработка (ПТМО), состоит из холодной деформации металла перед термической обработкой, быстрого нагрева до аустенитного состояния и охлаждения (холодная деформация+закалка со скоростным нагревом+отпуск). При такой обработке металл после фазовой перекристаллизации в определенной мере наследует наклепанное состояние, которое сохраняется в нем и после охлаждения. Холодной деформации подвергаются стали, имеющие феррито-карбидную структуру различной степени дисперсности (т.е. после отжига, нормализации или улучшения). При этом в технологической цепочке возможно проведение промежуточной термической обработки между холодным деформированием и закалкой, заключающейся в дорекристаллизационном отпуске.

Структурные изменения при холодной деформации феррито-карбидной смеси существенно изменяют состояние металла, заключающееся в значительном повышении плотности дефектов решетки в феррите. Пластины цементита с неблагоприятной ориентацией по отношению к направлению деформирования дробятся, а в местах, где не происходит дробления цементита, пластины существенно утоняются. Если деформации подвергается феррит с сфероидизированным цементитом, то основные изменения происходя в феррите, а глобули цементита не претерпевают изменений, но они способствуют зарождению большего количества дислокаций в феррите.

ПТМО могут подвергаться следующие виды металлопродукции:

-холоднокатанные трубы из сталей типа 30ХГСА; 20Х; 40Х;

-холоднокатанные листы из средне- и высокоуглеродистых сталей и т.д.

Исследования показали (Бернштейн М.Л. и др.), что если металл после ВТМО или ВТМО+ высокий отпуск подвергнуть последующей закалке с кратковременной выдержкой при температуре аустенитизации, то проявляется эффект наследования упрочнения от ВТМО. Это связано с сохранением субструктурного состояния, зафиксированного ВТМО. И для максимально возможного сохранения такого субструктурного состояния необходима кратковременная выдержка при аустенитизации (при последующей закалке), чтобы процессы рекристаллизации не успели пройти и не ликвидировали то субструктурное состояние, которое было зафиксировано ВТМО. Такая обработка была названа наследственного термомеханического упрочнения (НТМУ).

Патентирование- это метод упрочнения стальной проволоки получил большое распространение во всем мире, после его апробации в Англии во второй половине 19 века. В нашей стране в 1922 году Штейнберг С.С. совместно с сотрудниками Белорецкого метизного завода самостоятельно создали такой же процесс. Сущность этой обработки заключается в нагреве заготовки выше температуры А_С3 и изотермическом распаде аустенита в ваннах со свинцом или расплавами солей, что обеспечивает получение в металле структуры тонкопластинчатого перлита (сорбита или троостита в зависимости от температуры изотермической обработки) с последующей деформацией с большими степенями (до 90%). Классическая схема патентирования приведена на рис.().

Для получения высокопрочной проволоки применяют стали с содержанием углерода от 0,45% до 0,9% (это стали У7,У8А, 65Г, 45, могут использовать 70С3ХМВА и 50ХФА). Надо отметить, что в металле патентированной проволоки получают уровень прочностных свойств, недостижимых другими двойными обработками. Так на проволоке диаметром 0,3мм получают предел прочности 380 кг\мм² (3800МПа), тогда как после закалки и низкого отпуска в высокоуглеродистой стали не превышает 250 кг\мм² (2500 МПа). Этот процесс имеет много разновидностей, среди которых можно отметить процесс, при котором нагрев проволоки и изотермическое охлаждение производят в кипящем слое. Это позволяет предотвратить окисление проволоки при нагреве и повысить температуру нагрева, а также интенсифицировать охлаждение. В промышленных условиях обычно патентирование реализуется следующим образом: металл (катанку) нагревают до А_С3+30-50⁰С (850-1100⁰С) и быстро изотермически охлаждают в свинцовых или соляных ванных до 400-450⁰С для получения трооститной структуры, затем охлаждают на воздухе, совмещая с холодным волочением через фильеры с обжатием 70-80%. Чередование таких процессов позволяет получать недостигаемые уровни прочности при высоких показателях пластичности.

Последующий кратковременный отпуск при 150-420⁰С позволяет дополнительно повысить прочность металла. Сталь с 0,6-0,9%С после патентирования имее предел прочности 300-400 кг\мм² (3000-4000 МПа). Следует еще рассмотреть процесс патентирования, созданный Кидиным И.Н. и сотрудниками. Один из таких методов предполагает электрический (скоростной) нагрев проволоки до температуры аустенитизации, деформирование в валках на 25-30% и охлаждение на воздухе.. При таком процессе поверхностные слои металла интенсивно (со скоростью до 2500-3000град\сек охлаждаются в валках до температуры 350-400⁰С). После прокатки происходит некоторое повышение температуры металла и стабилизация до 500-550⁰С. Аустенит стали после такой обработки отличается наличием мелкого зерна, повышенной плотностью дислокаций и микронеоднородностью состава, что существенно уменьшает его устойчивость при охлаждении. Распад аустенита происходит через 1-2 сек после стабилизации температуры и завершается через 3-4 сек (практически в изотермических условиях). Прочностные свойства стали после такой обработки выше, по сравнению с классической схемой, а пластичность несколько ниже, но в пределах требований к канатной проволоке.

Контролируемая прокатка (КП)

При производстве листа, используемого для формовки современных высокопрочных газопроводных труб, применяется контролируемая термомеханическая обработка (ТМСР -Thermo-Mechanical Controlled Processing), сочетающая в себе контролируемую прокатку и последующее контролируемое охлаждение. Стали для газопроводов нового поколения должны обладать не только высокой прочностью, но и рядом других свойств, важнейшим из которых является способность материала трубы останавливать протяженное вязкое разрушение - трещиностойкость, которая контролируется за счет управления параметрами микроструктуры.

В технической литературе КП относят к разновидностям ВТМО. Контролируемую прокатку используют для одновременного повышения прочности, пластичности и вязкости малоуглеродистых низколегированных сталей, используемых при изготовлении различных металлоизделий в состоянии прокатки (например, толстого листа для нефтегазопроводных труб большого диаметра).

Идея технологии контролируемой прокатки заключается в подборе таких температурно-деформационных режимов, при которых в металле получается мелкое зерно феррито-перлитной, феррито-бейнитной структуры или игольчатого феррита с развитой и устойчивой субструктурой и дисперсионным твердением в процессе охлаждения после прокатки (либо при последующем отпуске). Варьируемыми параметрами являются: температура аустенитизации, температура черновой и чистовой прокатки, температура конца прокатки, деформационные режимы (дробность и распределение по проходам), режимы охлаждения в процессе прокатки и после нее, химический состав металла..

Для понимания различий в процессах структурообразования и изменения свойств при реализации обычной горячей прокатки и контролируемой прокатки необходимо более детально рассмотреть параметры этих процессов.

Обычная горячая прокатка предусматривает нагрев сляба до 1250-1280⁰С, деформацию в черновой и чистовой клетях примерно за 17 проходов и окончание прокатки при температуре металла не ниже 950⁰С (выше А_С3) с последующим охлаждением на воздухе. Структура стали обычно феррито-перлитная (8-9 балл зерна)с характерной полосчатостью. Сталь имеет предел текучести (для штрипса) не выше 350 МПа, высокие значения пластичности, но низкий уровень низкотемпературной вязкости (KCV) и достаточно высокий порог хладноломкости. Часто для устранения полосчатости и измельчения зеренной структуры проводят дополнительную нормализацию металла после такой прокатки.

Контролируемая прокатка состоит из нескольких этапов:

-1 этап- черновая прокатка с температуры нагрева 1150-1250⁰С. Температура нагрева зависит от уровня легирования стали карбидообразующими элементами. Чем их больше и труднее они растворяются в аустените при нагреве, тем выше нагрев для полного растворения частиц вторичной фазы и перевода легирующих элементов в твердый раствор. Если при нагреве под прокатку частицы вторичной фазы не были растворены полностью, то после окончания деформации упрочнения за счет выделения легирующих элементов из твердого раствора и образования дисперсных частиц нет. Но при этом размер зерна феррита будет меньше, чем при высокотемпературном нагреве. Черновая прокатка завершается при температурах металла 1100-1050⁰С.

-2 этап - подстуживание раската после черновой прокатки до температуры чистовой прокатки с целью предотвращения процессов рекристаллизации или их задержки и сохранения мелкозернистого аустенита. Подстуживание металла подката могут осуществлять на воздухе (при отсутствии охлаждающего оборудования в линии стана) или ускоренно - при наличии такого оборудования. Подстуживание осуществляют примерно до температур 950⁰С и ниже. При температурах деформации 965-850⁰С в аустените происходит выделение частиц карбонитридов размером более 50-100А. А существенное упрочнение металла происходит при уменьшении таких частиц ниже 50А. Поэтому в производственных условиях стремятся либо проводить чистовую прокатку ниже этого интервала температур, либо ускоренно охлаждать металл до чистовой прокатки и после нее для предотвращения выделения частиц вторичной фазы с неэффективными размерами (т.е. больше 50А);

-3 этап - чистовая прокатка при температурах от 950⁰С и до температур межкритической области в зависимости от схемы прокатки (обычно 900-780⁰С). При чистовой прокатке регламентируются: скорость деформации, количество проходов и степень деформации, суммарная и по проходам (дробность деформации), температура конца прокатки (обычно осуществляют две схемы:

-конец прокатки чуть выше А_С3;

-конец прокатки в межкритическом интервале, когда последние обжатия осуществляются при наличии в структуре феррита (примерно при 750⁰С).

Обычно при окончании прокатки до 800⁰С ударная вязкость металла повышается, при окончании деформации при более низких температурах ударная вязкость снижается из-за повышения прочности металла в результате наклепа.

При этом деформация в последнем проходе должна быть не менее 10% (обычно 15-20%). Меньшие обжатия не допускаются из-за того, что при повышенных температурах (950⁰ и ниже) деформация со степенями 0,5-5% вызывают явление критического роста зерен в структуре (т.е. критическая степень деформации). А суммарная степень деформации при чистовой прокатке составляет примерно 50-70%. Если после прокатки полосы осуществляется ее смотка, то оптимальной температурой смотки является ~600⁰С. Такую же температуру следует выдерживать и для конца ускоренного охлаждения листа после деформации - для протекания процесса дисперсионного твердения.

Одним из определяющих факторов в получении требуемого комплекса механических свойств в готовом прокате является выбор химического состава для осуществления контролируемой прокатки.

Применительно к строительству, судостроению, изготовлению толстолистового штрипса для нефтегазопроводных труб наиболее часто для контролируемой прокатки используют три основные группы малоуглеродистых низколегированных сталей:

-марганцовистые стали с карбонитридным упрочнением (до 0,2%С; 1,5% Mn и совместные или раздельные добавки V и Nb);

-малоперлитные стали (до 0,1% С и до 2% марганца с добавками ванадия и ниобия);

-классический состав сталей для КП- марганцевомолибденовые стали со структурой игольчатого феррита (до 0,08%С; до 2% Mn; до 0,1% Nb, до 0,5% Mo)

При этом для повышения эффективности действия карбидообразующих элементов в такие стали часто дополнительно вводят азот. Особенно эффективно действует ниобий. Карбидообразующие элементы существенно задерживают разупрочнение при горячей прокатке за счет выделений дисперсных частиц, например, титана - начало рекристаллизации в стали Х18Н10Т при 900⁰С в процессе последеформационной паузы замедляется более чем в 30 раз, по сравнению с сталью без титана (Х18Н10), а при 1000⁰С более чем в 15 раз.

При проведении режимов ВТМО, например контролируемой прокатки, стремятся зафиксировать структурное состояние (после последнего обжатия и определенной выдержки), которое соответствует образованию устойчивой субструктуры в результате прохождения динамической полигонизации либо динамического возврата (начальная стадия динамической полигонизации). При этом создается такое устойчивое субструктурное состояние, которое наследуется даже после закалки с отдельного нагрева (которая может быть после ВТМО). Возможно также и фиксирование структурного состояния металла, характерного состоянию после протекания динамической рекристаллизации, т.к. в отличие от статической рекристаллизации в металле не все избыточные дислокации будут уничтожены при коалесценции субзерен, и поэтому уровень свойств будет выше, чем после обычной прокатки.

В последние десятилетия получают развитие новые технологии термомеханической обработки - разновидности контролируемой прокатки, в которых значительно больше используется эффект от фазовой перекристаллизации в процессе производства проката от кристаллизации до готового изделия. Наиболее характерными из них являются процессы для получения толстолистового проката, используемого в условиях низких температур. Для достижения высокого уровня низкотемпературной вязкости в металле высокопрочного штрипса (толстый лист или полоса из которых изготавливают трубы) некоторые фирмы пошли на реализацию и усовершенствование аналогичных схем прокатки. Наиболее яркими примерами такого подхода служат процессы SHT (Sumitomo high toughness process) и ТМCR (Thermo - mechanical controlled rolling).

Технология SHT - процесса заключается в нагреве слябов до температуры выше А_С3 (1150 - 1250⁰C), прокатка в черновой клети до средних толщин и охлаждение раската водой или водовоздушной смесью до температуры ниже А_r1 (примерно 690⁰С). Затем раскат вновь нагревают до температуры выше точки А_С3 (900 - 950⁰C) и проводят дальнейшую прокатку по контролируемому режиму. Фирма “Сумитомо Метал...” производит по этому способу толстолистовой штрипс классов прочности Х65 - Х80 для труб арктического исполнения.

Фирма Dillinger Hutte GTS также пошла по пути совмещения черновой прокатки с охлаждением сляба ниже Аr₁ (ТМCR - процесс), повторным его нагревом и последующей контролируемой прокаткой, совмещенной с охлаждением металла перед последними чистовыми проходами или после прокатки. Но в своей технологии прокатки процесс принудительного охлаждения металла эта фирма использует чаще, чем в японском процессе.

Такая схема, названная “термомеханическая контролируемая прокатка” (ТМCR), реализована фирмой “DH” при производстве толстолистового штрипса для арктических трубопроводов.

Особенно эффективными аналогичные технологии в листопрокатном производстве могут быть в случае использования тонких слябов. Целый ряд производителей листового проката в промышленных условиях получают слябы толщиной до 20 мм и менее, т. е. практически готовый толстолистовой прокат. Это достигается при создании литейно-прокатных модулей, в линии которых совмещается непрерывная разливка стали с обжатием сляба. Обжатие (деформация) сляба может производиться как с жидкой сердцевиной, так и с затвердевшей. В настоящее время степень обжатия слябов с жидкой сердцевиной может достигать до 70%, а с затвердевшей - до 60%.

Следующим направлением, которое развивается многими ведущими производителями толстолистового проката, является совмещение в одной технологической линии «литейно-прокатного модуля» (после участка порезки слябов) участка для термоциклирования тонких слябов, что требует установки дополнительного оборудования (охлаждающего устройства и нагревательной печи).

Кроме существенного снижения энергозатрат на деформацию металла при таком способе производства слябов происходит и улучшение качества металла за счет устранения литой структуры. А ускоренное охлаждение сляба после деформации позволяет существенно измельчить зеренную структуру металла, а соответственно повысить технологичность чистовой прокатки листа и качество готового металла.

Анализ новых технологий прокатки, реализованных в промышленном масштабе в последние десятилетия, показывает, что общими тенденциями в получении высокопрочной стали с низким углеродным эквивалентом и высокими значениями низкотемпературной вязкости являются:

- получение высокачественного жидкого металла (низкое содержание газов, неметаллических включений, серы, фосфора и т.д.) и совершенствование процесса непрерывной разливки стали с получением тонколистовых слябов и их термоциклированием;

- растворение частиц вторичной фазы и перевод легирующих элементов в твердый раствор за счет соответствующей температуры нагрева металла;

- ускоренное охлаждение слябов после черновой прокатки ниже температуры А_r1 с целью предотвращения процесса рекристаллизации деформированного аустенита и образования крупных частиц вторичной фазы (возможно даже с дополнительным циклом “нагрев - охлаждение - нагрев” сляба);

- ускоренное охлаждение металла перед последними проходами при чистовой прокатке толстого листа или после ее завершения с целью получения оптимального структурного состояния металла.

Литература:

1.Сталь на рубеже столетий. Под научн.ред. Ю.С.Карабасова, М.: МИСИС 2001.-664С

2.Бернштейн М.Л. Термомеханическая обработка стали. В 2-х томах,М.; Метлаллургия, 1968

3.Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали.-М.:, Металлургия, 1983

43.Контролируемая прокатка/ Погоржельский В.И., Литвиненко Д.А., Матросов Ю.И. и др.-М: Металлургия, 1979.-184с (Межиздательская серия «Надежность и качество»).

5. Бернштейн М.Л. Структура деформированных металлов

6.Проблемы совмещения горячей деформации и термической обработки стали.\Баранов А.А., Минаев А.А., Геллер а.л., Горбатенко В.П.-М: Металлургия, 1985.-128с

Дата добавления: 2014-10-23