Термическая обработка. 
Материаловедение и технология материалов

Термическая обработка состоит в изменении микроструктуры и, следовательно, физико-механических, технологических, служебных и других свойств сплавов в результате превращений, протекающих при нагреве и охлаждении сплава в области твердого состояния.

Напомним, что главной физической причиной структурных превращений в стали при нагреве и охлаждении является стремление системы к минимальной свободной энергии. Основными структурами, образующимися в стали в результате превращений, являются аустенит (А), мартенсит (М) и перлит (П). На рис. 6.11 показана схема изменения свободной энергии Fa тих структур в зависимости от температуры Т. На схеме ориентирами температур являются Л, (первая критическая точка стали), соответствующая пересечению линий свободных энергий аустенита F_A с линией свободной энергии перлита F_n, ^а также 7'₀, соответствующая пересечению линии F_a с линией свободной энергии мартенсита F_M. Температура Т₀ является температурой метастабильного равновесия «аустенит — мартенсит» (А —*? М).

Рис. 6.11. Изменение свободной энергии аустенита (F_A), мартенсита (Fm) ^и перлита (F_n) в зависимости от температуры Т.

Выше были рассмотрены превращения в стали при различных условиях нагрева и охлаждения. Однако все они сводятся к следующим четырем основным структурным превращениям при термической обработке стали.

• 1. Превращение перлита в аустенит (П —" А) при температурах выше критической точки А| (/1с|). В этой температурной области аустенит обладает минимальной свободной энергией F.
• 2. Превращение аустенита в перлит (А —*? П) при температурах ниже критической точки А] (А/)), но нс ниже температуры Г₀. В интервале температур А — Г₀ перлит обладает минимальной свободной энергией F_n.
• 3. Превращение аустенита в мартенсит (Л —* М) при температурах ниже Г (). Несмотря на то что при этих температурах свободная энергия перлита F_n меньше свободной энергии мартенсита F_M, переход аустенита в перлит не происходит. Это объясняется тем, что энергия, необходимая для образования мартенсита из аустенита, меньше, чем для образования перлита. Данное превращение можно рассматривать как промежуточное в процессе перехода аустенита в перлит.
• 4. Превращение мартенсита в перлит (М —* П) происходит практически при любой температуре. Однако из схемы на рис. 6.11 можно сделать вывод, что при температуре выше Г₀ свободная энергия аустенита F_A меньше свободной энергии мартенсита FmПоэтому можно предположить, что в этой температурной области произойдет превращение мартенсита в аустенит. Но такое превращение экспериментально нс обнаружено, так как раньше происходит распад мартенсита с превращением его в перлит. Отметим, что перлит не может превратиться в мартенсит, так как при любой температуре мартенсит обладает большей свободной энергией, чем перлит.

Различают предварительную и окончательную термическую обработку.

Предварительной (или промежуточной) термической обработке подвергаются слитки, заготовки, отливки в целях повышения однородности их структуры и улучшения технологических свойств в соответствии с требованиями последующих стадий технологического процесса (обработка давлением, резанием и др.).

Окончательной термической обработке подвергаются готовые изделия в целях придания им таких окончательных служебных свойств, которые требуются в условиях эксплуатации. В результате окончательной термической обработки стремятся получить наилучшсс сочетание прочностных и пластических свойств сплава, а также способность противостоять воздействию высоких температур, коррозии и эксплуатационных факторов.

Процесс термической обработки в общем случае состоит из нагрева до заданной температуры, выдержки при этой температуре и охлаждения.

Регулируя температуру нагрева, длительность выдержки, скорость нагрева и особенно скорость охлаждения, можно целенаправленно изменять структуру и свойства обрабатываемого сплава.

Элементы теории термической обработки стали были изложены в параграфах 6.1—6.3, где были рассмотрены основные превращения в стали при нагреве и охлаждении. Обычно отмечают два главных фактора, лежащих в основе термической обработки: аллотропические превращения, а «-? у при нагреве и охлаждении в области критических точек (А_{ и Л₃) с последующей кристаллизацией стали и способность аустенита к переохлаждению, позволяющая получать продукты распада с различным уровнем механических свойств.

Основными видами термической обработки являются отжиг, нормализация, закалка и отпуск закаленной стали. Каждый из этих видов имеет свои разновидности в зависимости от целей и условий термической обработки.

Отжиг. Основная цель отжига состоит в получении термодинамического состояния стали с низкой плотностью дислокаций (10⁶— 10' см^-2), невысокой твердостью и достаточно хорошей пластичностью.

Наиболее распространенным видом отжига является полный, или обыкновенный, отжиг. Такой отжиг предназначен для снижения твердости стали перед механической обработкой и подготовки ее к окончательной термической обработке, состоящей из закалки и отпуска.

При обыкновенном отжиге сталь нагревают до температуры на 30—50°С выше линии CSK (критическая точка Дс₃), выдерживают при этой температуре до полного завершения структурно-фазовых превращений и охлаждают с малой скоростью в камере печи с отключением источника теплоты. Заэвтектоидную сталь при отжиге не рекомендуется нагревать выше линии SE (критической точки Ас_т), так как образующаяся при очень медленном охлаждении цсментитная сетка вокруг зерен перлита сильно охрупчивает сталь и затрудняет механическую обработку. Обыкновенному отжигу подвергаются литые заготовки, имеющие неблагоприятную грубозернистую структуру, а также заготовки, прошедшие обработку давлением для исправления структуры.

Диффузионный (гомогенизирующий) отжиг применяется для устранения в сплавах дентритной ликвации (неоднородности химического состава). Этот отжиг состоит в нагреве до 1000—1100°С и длительной выдержке в течении 8—10 ч. Высокая температура нагрева активизирует диффузионные процессы в стали, при этом выравнивается химический состав и растворяются избыточные карбиды. Диффузионному отжигу в основном подвергаются легированные стали, так как скорость диффузии углерода, растворенного в аустепите, но способу внедрения, многократно выше скорости диффузии легирующих элементов, растворенных в аустените по способу замещения. Поэтому гомогенизация углеродистых сталей происходит в процессе их нагрева. Высокий нагрев может вызвать нежелательный рост зерна аустенита. Для устранения крупнозернистое™ после диффузионного отжига проводится обыкновенный отжиг.

Рекристаллизационный отжиг проводится в целях устранения наклепа холоднодеформированного металла. В некоторых случаях сильный наклеп металла может привести к резкому снижению пластичности и образованию таких опасных дефектов, как микротрещины. Это связано с тем, что в наклепанном металле из-за увеличения плотности дислокаций, сильных искажений кристаллической решетки и больших внутренних напряжений образуется большой запас избыточной свободной энергии. Температура нагрева при этом виде отжига на 150—200°С выше температуры рекристаллизации Г_р обрабатываемой стали.

Для устранения наклепа холоднокатанных листов из малоуглеродистой стали отжиг проводится при температуре 680—700°С. Длительность выдержки нагретого металла при заданной температуре зависит от толщины сечения деталей. Для тонких листов и проволоки она составляет 25—30 мин. В процессе рекристаллизационного отжига по мере нагрева происходят такие явления, как аннигиляция противоположных по знаку дислокаций, зарождение и рост новых зерен. При достаточно продолжительной выдержке происходит окончательное формирование новых равновесных зерен за счет старых деформированных. Плотность дислокаций и показатели прочности снижаются, а характеристики пластичности повышаются (более подробно см. параграф 4.5).

Нормализация. Этот вид термической обработки заключается также в нагреве стали до температуры на 30—50°С выше критической точки Лс₃ с последующим охлаждением на воздухе. Для низкоуглеродистых доэвтектоидных сталей нормализация является сравнительно эффективным способом термической обработки, так как позволяет за более короткое время и при простом режиме охлаждения получить практически те же результаты, что и при отжиге. Однако при нормализации продукты распада аустенита получаются более дисперсными, чем при отжиге, так как охлаждение на воздухе обеспечивает более высокую скорость охлаждения. Вследствие этого нормализацией можно получить более благоприятную микроструктуру стал и в виде тонкого перлита или сорбита.

Нормализация заэвтектоидных сталей устраняет грубую сетку вторичного цементита вокруг перлитных зерен, что улучшает технологические свойства.

Наиболее широко нормализация используется для сортового проката (полосы, прутки, швеллеры и др.).

Закалка. Основная цель закалки состоит в повышении твердости стали. В связи с этим к закалке можно отнести термообработку, при которой сталь получает неравновесную структуру (сорбит, троостит, мартенсит). Наибольшее повышение твердости можно получить закалкой стали на мартенсит. Поэтому закалка, при которой сталь приобретает мартенситную структуру, называется истинной закалкой. Такая закалка получила наибольшее применение как предварительная обработка перед следующей за ней обработкой, называемой отпуском, которая будет рассмотрена ниже.

Режим истинной закалки доэвтсктоидной стали состоит в нагреве до температуры на 30—50°С выше критической точки Лс₃ с последующим охлаждением со скоростью не ниже критической У_кр (см. рис. 6.1).

Для заэвтектоидных сталей температура нагрева при закалке должна быть на 40—60°С выше критической точки Лс₄. После охлаждения получается структура мартенсита с включениями вторичного цементита.

Критическая скорость закалки V_Kp имеет очень важное значение. От нее зависит такое технологическое свойство, как прокаливаемость, т. е. способность закаливаться на определенную величину. Чем меньше величина V_Kpy тем на большую глубину от поверхности детали распространяется закалка. Критическая скорость закалки зависит от стабильности аустенита, которая, в свою очередь, определяется количеством растворенного в нем углерода и легирующих элементов. Чем больше в стали углерода и легирующих элементов, тем выше прокаливаемость.

Прокаливаемость стали характеризуют глубиной проникновения закаленной зоны. Глубину закаленной зоны оценивают расстоянием от поверхности изделия до слоев с полумартенситной структурой, состоящей из 50% мартенсита и 50% троостита.

Определение прокаливаемое™ для различных марок стали должно быть строго регламентировано массой и размерами образцов, а также условиями их охлаждения. Наибольшее распространение получили методы пробной закалки цилиндрических образцов и торцевой закалки.

По методу пробной закалки серию цилиндрических стальных образцов с длиной, превосходящей в четыре раза диаметр, закаливают с охлаждением в воде (углеродистые и низколегированные стали) или в масле (среднелегированные стали). Из середины образцов вырезают темплеты (диски), плоскости которых шлифуют. Затем на плоскостях вдоль двух взаимно перпендикулярных диаметров измеряют твердость и строят графики распределения твердости для каждого образца (рис. 6.12).

Па графиках проводят горизонтальную линию на уровне твердости полумартенситной зоны и по ней определяют расстояние h от поверхности до линии распределения твердости. Величина h —

Рис. 6.12. Определение прокаливаемости стали по методу пробной закалки.

показатель прокаливаемости для данного диаметра образца при заданном способе охлаждения в процессе закалки. Иногда прокаливаемость характеризуют отношением D/D_w где D — диаметр образца; D_H — диаметр незакаленной части образца (см. рис. 6.12).

Метод торцевой закалки применяют для определения прокаливаемости конструкционных углеродистых и легированных сталей. Согласно этому методу образец диаметром 25 и длиной 100 мм нагревают и выдерживают в муфельной печи при температуре закалки в течение 30 мин. Затем образец быстро вынимают из печи, вертикально подвешивают па кронштейне в специальном металлическом сосуде и охлаждают с нижнего торца холодной струей воды. После охлаждения вдоль двух диаметрально расположенных образующих образца сошлифовывают две площадки на глубину 0,2—0,5 мм. Вдоль площадок определяют значения твердости. По результатам измерения строят график распределения твердости (рис. 6.13).

При торцевой закалке скорость охлаждения слоев металла, находящихся вблизи охлаждаемого торца, будет наибольшей по срав;

Рис. 6.13. Определение прокаливаемости стали по методу торцевой закалки:

а — схема метода; б — график распределения твердости нению с другими частями образца. Чем больше расстояние от охлаждаемого торца, тем меньше скорость охлаждения. В зависимости от скорости охлаждения изменяется и структура стали. При скорости охлаждения больше критической образуется структура мартенсита, а при меньших скоростях охлаждения структура металла может быть различной: трооститной, сорбитной или перлитной.

Па изменение структуры металла реагирует его твердость. Вблизи охлаждаемого торца образца структура будет мартенситной, а твердость максимальной. Расстояние h_c от охлаждаемого торца до точки пересечения линии, соответствующей твердости полумартенситной зоны, с линией распределения твердости характеризует прокаливаемость стали (см. рис. 6.13). Чем больше это расстояние h_Cf тем выше прокаливаемость стали.

Метод торцевой закалки позволяет сравнивать не только прокаливаемость различных сталей, но и оценивать критический диаметр заготовки D_Kp, т. е. наибольший диаметр заготовки, в центре которой при закалке получается необходимая твердость, соответствующая твердости полумартенситной зоны. Для этого предварительно экспериментальным путем получают график зависимости ?>_кр от h_c, по которому можно оценить критический диаметр заготовки для конкретного материала после его испытания на прокаливаемость.

От резкости охлаждающей среды зависят уровень термических и фазовых напряжений, коробление деталей и вероятность образования закалочных трещин. Деформация и коробление деталей возникают под действием термических и структурных неравномерных напряжений. Для снижения или устранения коробления необходимо более медленное охлаждение стали в области температур мартенситного превращения. Закалочные трещины являются неустранимыми дефектами, а детали, имеющие трещины, бракуются.

Существует еще одна разновидность закалки, которая применяется для деталей небольшого сечения, — ступенчатая закалка. Ее отличие от обычной закалки заключается в том, что после нагрева деталь помещается в охладитель с температурой на 30—50°С выше температуры начала мартенситного превращения и выдерживают некоторое время. В процессе выдержки температура по всему сечению детали выравнивается. Затем деталь охлаждают с умеренной скоростью. Ступенчатая закалка снижает уровень остаточных закалочных напряжений.

Для увеличения твердости поверхностных слоев применяется поверхностная закалка. Распространенным и эффективным способом такой закалки является закалка токеши высокой частоты (ТВЧ). Нагрев поверхности осуществляется ТВЧ. С увеличением частоты тока уменьшается толщина закаленного слоя. Частота тока составляет 500—1500 Гц. При этом обеспечивается высокая скорость нагрева с продолжительностью 3—5 с. Из-за высокой скорости нагрева фазовые превращения в стали происходят при более высоких температурах, чем при обычном нагреве. Поэтому при закалке ТВЧ необходимо повышать температуру нагрева. После нагрева изделие немедленно помещается в спреер — специальное охлаждающее устройство. Охлаждающая жидкость поступает через отверстия и разбрызгивается по поверхности изделий. Преимущество закалки ТВЧ заключается в высокой производительности и возможности полной автоматизации процесса при обработке однотипных деталей. Этот вид закалки особенно эффективен для изделий, работающих при высоких контактных и знакопеременных нагрузках, когда требуются высокая твердость поверхности и мягкая сердцевина (например, зубья шестерен, головки рельсов, шейки коленчатых валов, кулачки распределительных валов и др.).

Для повышения качества режущего и мерительного инструмента при закалке используется обработка холодом. Дело в том, что при закалке в обычных охлаждающих средах в стали наряду с мартенситом сохраняется какое-то количество остаточного аустенита, тем большее, чем ниже точка Л/_к. У высокоуглеродистых сталей и особенно у сталей с высоким содержанием легирующих элементов точка М_к лежит ниже комнатной температуры и даже ниже 0 °C. Поэтому при обычной закалке в этих сталях сохраняется много остаточного аустенита. Это приводит к снижению твердости стали, что нежелательно для режущего инструмента. Поэтому для устранения остаточного аустенита после обычной закалки изделие помещают в холодильную камеру с температурой, близкой к М_к (обычно около -80°С). В результате этого сталь приобретает структуру мартенсита с минимальным содержанием остаточного аустенита. Следует отметить, что при обработке холодом не только повышается твердость стали, но и практически не изменяются размеры изделий при фазовых превращениях малого количества остаточного аустенита, что особенно важно для мерительного инструмента Отпуск. Этот вид термической обработки заключается в нагреве закаленной стали до температуры ниже первой критической точки Асвыдержке при этой температуре с последующим охлаждением на спокойном воздухе. Основная цель отпуска заключается в уменьшении в закаленной стали остаточных напряжений, снижении твердости и повышении пластичности. При отпуске закаченной на мартенсит стали в ней происходят превращения, приводящие к распаду мартенсита и образованию равномерного структурно-фазового состава. Поскольку температура нагрева стали при отпуске ниже Асх, то в ней не происходят аллотропические превращения. Однако от температуры нагрева зависят степень распада мартенсита и уровень полученных физико-механических свойств обработайной стали. При увеличении температуры отпуска прочность стали снижается, а пластичность повышается. Поэтому в зависимости от требуемых прочностных и пластических характеристик стали выбирается температура нагрева, по которой различают три вида отпуска: низкотемпературный, среднетемпературный и высокотем 11 ератур н ы й.

Низкотемпературный {низкий) отпуск проводится при 150— 250 °C. При таких температурах в мартенсите происходит только начальная стадия перехода в равновесное состояние из-за низкой интенсивности диффузионного превращения. Мартенсит лишь частично освобождается от пересыщающих его решетку атомов углерода. Поэтому основу мартенсита низкого отпуска составляет все еще пересыщенный твердый раствор углерода в Fe_a. По вместе с тем мартенсит низкого отпуска обладает более благоприятным сочетанием механических свойств, чем мартенсит закалки. В мартенсите отпуска наряду с высокой твердостью проявляется и небольшая пластичность. Низкотемпературному отпуску подвергают режущий и мерительный инструменты, штампы для холодной штамповки и другие изделия, от которых требуются высокая твердость и небольшой запас пластичности и вязкости.

Средиетемпературиый (средний) отпуск проводится при температурах от 350 до 470 °C. Такой нагрев обеспечивает завершение распада мартенсита, приводящего к образованию нормальных по составу и строению феррита и цементита. Однако вследствие все еще недостаточной интенсивности диффузионных процессов размер зерен образующихся фаз оказывается очень малым. Образующуюся структуру стали при среднем отпуске называют трооститом отпуска (рис. 6.14, а). В отличие от троостита закалки, в троостите отпуска цементит имеет форму мельчайших зерен, а нс пластинок, что обеспечивает более высокую вязкость. В результате среднего отпуска сталь приобретает высокий предел упругости в сочетании с удовлетворительной вязкостью. Среднему отпуску подвергаются пружины, рессоры и другие изделия.

Рис. 6.14. Микроструктура стали 45 после отпуска (Х500):

а — отпуск при 400 °C (троостит отпуска); б — отпуск при 550 °C (сорбит отпуска).

Высокотемпературный (высокий) отпуск проводится при 500— 650 °C. При таком нагреве увеличиваются диффузионные процессы и происходит образование более крупных, чем у троостита отпуска, зерен феррита и цементита. При таких условиях снижается плотность дислокаций и почти полностью устраняются остаточные напряжения. Образующаяся при высоком отпуске структура называется сорбитом отпуска (рис. 6.14, б). Она обладает максимальной для обрабатываемой стали вязкостью в сочетании с удовлетворительной прочностью. Такие механические свойства сталей необходимы для деталей машин и конструкций, работающих в условиях динамических и циклических нагрузок. Поэтому термическую обработку, состоящую из закалки и высокого отпуска, называют термическим улучшением.

Отпуск при более высоких температурах нецелесообразен вследствие чрезмерного роста зерен цементита, что приводит к образованию зернистого перлита и, как следствие, снижению прочности и вязкости стали.

Характер изменения механических свойств стали в зависимости от температуры отпуска показан на примере стали 40 (рис. 6.15). При увеличении температуры отпуска происходят резкое уменьшение прочности и резкое увеличение пластичности.

Завершая рассмотрение отпуска, отметим существенный недостаток этого вида термической обработки, который проявляется в снижении ударной вязкости конструкционных сталей и называется отпускной хрупкостью. Различают отпускную хрупкость первого и второго рода. Отпускная хрупкость первого рода проявляется в углеродистых и легированных сталях при температуре, примерно равной 300 °C. Причиной этого вида хрупкости является неравномерность процесса распада отпускного мартенсита. Но границам зерен этот распад идет быстрее, чем по телу зерна, что приводит к возникновению концентрации напряжений у границ зерна и, как следствие, к охрупчиванию стали. При повторном нагреве охрупченной стали отпускная хрупкость первого рода не проявляется, и поэтому ее называют необратимой.

Рис. 6.15. Влияние температуры отпуска на механические свойства.

стали 40.

В отличие от отпускной хрупкости первого рода отпускная хрупкость второго рода является обратимой. Проявляется она в той или иной мере у некоторых легированных сталей при температурах 450—650°С в процессе медленного охлаждения после высокого отпуска. Считается, что обратимая отпускная хрупкость возникает из-за обеднения границ зерен легирующими элементами и выделения дисперсных включений карбидов.

Диффузия фосфора из внутренних объемов зерен к их границам приводит к охрупчиванию границ и снижению ударной вязкости стали. Этому также способствуют хром и марганец.

Таким образом, при выборе марки стали, режимов отпуска и температуры эксплуатации необходимо учитывать склонность стали к проявлению отпускной хрупкости.