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.

Рисунок 7.2. Изменение механических свойств алюминиевого сплава типа АМг и удельного электросопротивления металлов и сплавов с увеличением степени пластической деформации: 1 - чистые металлы; 2 - сплавы типа твердых растворов; 3 - упорядоченные твердые растворы

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.

Температурурекристаллизационного 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.

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 отражается на кинетике развития аустенитного превращения (рисунок 7.3).

Рисунок 7.3. Кинетические диаграммы развития аустенитного превращения в эвтектоидной (а) и доэвтектоидной (б) сталях: 1,2,3,4 -этапы аустенитного превращения: 1 - образование зародышей аустенита; 2 - окончание растворения ферритных пластин; 3 - то же, цементитных; 4 - окончание гомогенизации аустенита; 5 -этап растворения избыточного феррита в доэвтектоидной стали; 6 - гомогенизация аустенита после растворения в нем избыточной фазы

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 (рисунок 7.4).

Рисунок 7.4. Зависимость размера аустенитного зерна от температуры нагрева и структурного состояния стали: а - эвтектоидная сталь; б - доэвтектоидная сталь; ПК - природно крупнозернистая сталь; ПМ - природно мелкозернистая; НФП - сталь, претерпевающая фазовое превращение по “нормальному” диффузионному механизму; ВЗ - сталь, у которой фазовая перекристаллизация a®g происходит по механизму восстановления зерна

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.

Рисунок 7.5. Схема режимов обработки эвтектоидной стали при различных температурно-временных условиях распада переохлажденного аустенита

При степенях переохлаждения 70 - 120 °С (режим 3 на рисунке 7.5) 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 (режим 4 на рисунке 7.5). 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 (рисунок 7.6, б).

Рисунок 7.6. Влияние легирования на вид изотермических диаграмм распада переохлажденного аустенита сталей: а - в общем виде; б - Х12М, 7Х3; в - 5ХНВ, 40ХНМА; г - 18Х2Н4ВА

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).

Такие стали, обладающие высокой устойчивостью к распаду аустенита в области температур развития перлитного превращения при охлаждении на воздухе почти всегда получают бейнитную структуру. Это позволило их отнести к классу бейнитных сталей.

Технология отжига второго рода

Итак, технология отжига второго рода предусматривает выполнение таких операций термической обработки, которые устраняют дефекты структуры стали, обусловленные нежелательным характером развития фазовых превращений в процессе получения слитков, отливок, при обработке давлением, при сварке и других операциях получения изделий, уменьшают уровень внутренних напряжений и улучшают обрабатываемость резанием.

Подразделяют такие виды отжига, как: полный, изотермический, нормализацию, неполный, отжиг на зернистый перлит и ряд других видов обработки.

Полный отжиг - это нагрев стали выше критической точки Ас₃, выдержка в аустенитной области для гомогенизации состава аустенита, с последующим медленным охлаждением вместе с печью.

Изотермический отжиг - это разновидность полного отжига. Он заключается в нагреве до той же температуры, что и при полном отжиге, выдержке стали в аустенитной области, подстуживании до температуры на 100-150 ˚С ниже точки Ас1, выдержке при этой температуре до полного распада аустенита, с последующим охлаждением на воздухе. Применение изотермического отжига вместо полного сокращает длительность цикла обработки, повышает равномерность получаемых структур.

Полный и изотермический отжиги применяются только для доэвтектоидных и эвтектоидной стали. Заэвтектоидные стали подвергают только неполному отжигу и отжигу на зернистый перлит. Для устранения в структуре цементитной сетки (выделений вторичного цементита по границам зерен), заэвтектоидную сталь могут подвергать нормализации.

Нормализации подвергают любые стали, в том числе. Малоуглеродистые и среднеуглеродистые стали подвергаются нормализации вместо полного отжига, а высокоуглеродистые - как упрочняющий вид термической обработки.

Нормализация выполняется путем нагрева стали выше точки Ас₃ (или выше А_сm для заэвтектоидной стали), выдержки при этой температуре для гомогенизации аустенита, с последующим охлаждением на спокойном воздухе (в нормальных условиях). Более высокая скорость охлаждения стали при нормализации по сравнению с полным отжигом, приводит к получению более мелкой перлитной структуре (например, сорбитной), к более равномерному распределению избыточного феррита или вторичного цементита, соответственно, в доэвтектоидной и заэвтектоидной сталях. Нормализация, кроме того, более производительный процесс, по сравнению с отжигом.

Неполный отжиг является основным видом отжига для заэвтектоидных сталей. Он производится путем нагрева до температуры на 35 - 60 ˚С выше точки Ас1, длительной выдержки при этой температуре (5 - 12 час.) с медленным охлаждением с печью. При отжиге получают до 90% зернистого перлита, что обеспечивает заэвтектоидной стали достаточно высокую пластичность. Для доэвтектоидных сталей неполный отжиг применяют ограниченно, только в тех случаях, когда в стали отсутствуют структурные дефекты, но требуется уменьшить твердость стали для улучшения обрабатываемости резанием. Режим неполного отжига доэвтектоидной стали аналогичен заэвтектоидной, но он не требует длительной выдержки при температуре аустенизации (выдержка, обычно, не более 1,5 - 2-х часов.

Для более полного преобразования пластинчатого перлита в зернистый для заэвтектоидной стали применяют отжиг на зернистый перлит (циклический сфероидизационный отжиг). Его выполняют, нагревая сталь на 10 - 15 ˚С выше точки Ас₁, с кратковременной выдержкой (10 - 15 мин.) при такой температуре, подстуживанием на 10 - 15 ˚С ниже точки Аr₁, с такой же выдержкой и новым нагревом на 10 - 15 ˚С выше точки Ас₁, с повторением полного цикла отжига 3 раза. Это обеспечивает достижение 100% зернистого перлита.

К видам отжига второго рода относится и отжиг на ковкий чугун, рассмотренный ранее. Ковкие, серые чугуны могут, так же, как и стали, подвергаться нормализации и упрочняющим видам обработки для получения структур сорбита, троостита и бейнита.

Отжигу второго рода могут подвергаться и сплавы цветных металлов. Для сплавов на основе полиморфных металлов (титан, цирконий, кобальт и др.) режимы отжига второго рода назначают аналогично сталям во всем их многообразии, с опорой на соответствующие диаграммы фазового равновесия. Для сплавов на основе неполиморфных металлов (алюминий, магний, медь, никель и др.) отжиг второго рода применяется ограниченно, поскольку он не позволяет изменять в широких пределах структуру и свойства сплавов в желательном направлении.