Значения критических температур на диаграмме Fe–Fe3c

Ао = 210оС	–потеря магнитных свойств цементитом
	–приобретение магнитных свойств цементитом
А1 = 727оС	–превращение перлита в аустенит
	–превращение аустенита в перлит
А2 = 760оС	–потеря магнитных свойств ферритом
	–приобретение магнитных свойств ферритом
А3 = GSE	–конец растворения феррита в аустените в доэвтектоидных сталях и ЦII в заэвтектоидных сталях
	–начало выделения феррита и цементита вторичного ЦII из аустенита
А4 = NJ	–начало выделения феррита из аустенита
	–конец выделения феррита из аустенита

Восстановив на диаграмме Fe–Fe₃C (рис. 8.1) перпендикуляры из точек с различными значениями содержания углерода, можно охарактеризовать процессы, протекающие при нагреве металла.

При медленном нагреве доэвтектоиднойстали (перпендикулярI) от комнатной температуры до 727^оСфазовых превращений не происходит. В точке а перлит начинает превращаться в аустенит, в точкеа₁ это превращение заканчивается; одновременно происходит растворение феррита в аустените. В точкеа₂ структура состоит из одного аустенитаА.

Для эвтектоидной стали (II) критические точкиА_С1иА_r1, а такжеA_C3иA_r3совпадают, перлит превращается в аустенит в точкеS(при некоторой выдержке). Длязаэвтектоиднойстали (III) в точкев перлит начинает превращаться в аустенит. При дальнейшем нагреве происходит растворение цементита (вторичного) в аустените и продолжается до полного завершения превращение перлита в аустенит. В точкев₁эти процессы заканчиваются и в точке в₂структура состоит из одного аустенита.

Следует иметь в виду, что даже при медленном нагреве стальных заготовок температура критических точек А₁иА₃повышается, поэтому для полного протекания структурных превращений в металле всегда (как при отжиге, так и при закалке) необходимосоздатьнекоторыйперегрев заготовки детали.

Особого внимания заслуживает неоднозначность обратного аустенито-перлитного превращения при охлаждении стальной заготовки, когда характер превращения зависит от скорости охлаждения, в связи с чем различаются следующие процессы: отжиг,нормализация,закалкаиотпуск.

8.1.2. Отжиг

По технологическим особенностям и решаемым задачам различают несколько разновидностей отжига: диффузионный,полный,неполный,нормализацияирекристаллизация. Общим для различных разновидностей отжига являютсяплавный,постепенный нагрев до требуемой температуры и медленное, вместе с печью, охлаждениезаготовок.

Диффузионныйотжиг (гомогенизация) – проводится при температуре 1000-1100^оС (см. рис. 8.2, поз. 1) для малоуглеродистых сталей марок 10, 15, 20, 25; для стали 30 его уже обычно не проводят.

Рис. 8.2. Схема расположения режимов отжига на

диаграмме Fe–Fe₃C

Учитывая, что скорость диффузионных процессов зависит от температуры нагрева, её обычно выбирают в пределах (0,8-0,9)Т_пл. Время выдержки должно быть достаточным для протекания процесса выравнивания структуры и растворения избыточных фаз.

Как правило, диффузионному отжигу подвергают заготовки, изготовленные литьём. При этом выравниваются размеры зёрен(мелкое зерно - по наружному контуру детали, крупные дендриты в подповерхностных слоях и крупные равноосные кристаллы - в сердцевине) иих химический состав; снижается степень ликвации,снимаются остаточные напряжения, возникшие при неравномерном охлаждении отливок. Однако в процессе нагрева и выдержки при очень высоких температурахпроисходит существенный рост зерна структуры, что может привести к значительному снижению пластических свойств и развитию хрупкости металла, поэтому после завершения диффузионного отжига и охлаждения заготовок обычно дополнительно проводитсяполный отжиг.

Полный отжигпроводится длядоэвтектоидных сталей (для них вообще проводятся все разновидности отжига) при температурах, на 20-30^оСпревышающих линиюGS(см. рис. 8.2, поз. 2). Структуры сталей с различным содержанием углерода после полного отжига приведены по [10] на рис. 8.3.

а б в

Рис. 8.3. Структуры углеродистых конструкционных сталей

с различным содержанием углерода после отжига (феррит + перлит):

а – сталь с 0,20 %С; б – 0,40 %С; в – 0,60 %С (х500)

Для эвтектоидных и заэвтектоидных сталей по причине отсутствия в структуре свободного феррита отпадает необходимость его растворения в аустените, следовательно, не нужен нагрев деталей в интервале температур от линии PSKдоSE, тем более что этот нагрев приводит к росту зерна и ухудшению механических свойств металла. Вот почему для этих сталей проводитсянеполный отжиг.

Неполныйотжиг(отжиг на зернистый перлит) – проводится для эвтектоидных и заэвтектоидных сталей при температуре на 20-30^оСвыше линииPSK (рис. 8.2, поз. 4 и 5). Структуры сталей после отжига [10] приведены на рис. 8.4.

Нормализация(отжигIIрода) чаще всего проводится для углеродистых сталей со средним содержанием углерода. Нагрев производится до температур, на 30-50^оСпревышающих линиюGSE(см. рис. 8.2, поз. 3).

Эффект отжига зависит от содержания углерода (и будет различен для сталей 30 и 40), а также от наличия легирующих элементов (40Г, 40Х).

а б

Рис. 8.4. Структура сталей У8 (а) и У12 (б) после отжига:

а – пластинчатый перлит; б – зернистый перлит (х500)

Отличительной особенностью нормализации в сравнении с другими видами отжига является режим охлаждения: заготовки охлаждаются на спокойном воздухе. При этом существенносокращается время обработки заготовок,повышаются производительность и экономические показатели процесса, повышается прочность металла.

Рекристаллизация– обработка, рекомендуемаяперед проведением пластической деформации(ковка, штамповка), так как обеспечивает низкую твёрдость и хорошую штампуемость металла. Нагрев проводится до температур 670-700^оС, ниже линииPSK(см. рис. 8.2, поз. 6).

При проведении операций отжига в металле происходят следующие процессы:

за счёт постепенного и длительного нагрева активизируются новые центры кристаллизации, вокруг которых начинают развиваться новые зёрна структуры, притягивая "материал" из "старых" зёрен; в результате происходит измельчение зерна структуры, приводящее к повышению механических характеристик стали;

активно протекают диффузионные процессы, приводящие к выравниванию размеров и химического состава зёрен в объёме заготовки, снижается степень химической неоднородности структуры (ликвация);

снимаются остаточные напряжения, возникшие в металле после литья (в результате неравномерного охлаждения заготовки), после ковки и штамповки (в результате пластической деформации и неравномерного охлаждения);

снижается твёрдость металла, повышение которой произошло в результате наклёпа и нагартовки металла при проведении холодной пластической деформации в процессе формообразования заготовок.

За счёт малой скорости охлаждения уже при температуре 680-700^оСв заготовках образуется устойчивая структураперлитас твёрдостью НВ 180…200.

Необходимо иметь в виду, что при охлаждении металла зёрна аустенита не измельчаются. Образовавшаяся в результате быстрого нагрева заготовок крупнозернистая структура не может быть исправлена медленным охлаждением, поэтому ударная вязкость такой (крупнозернистой) стали окажется в несколько раз ниже характеристик той же стали, но с мелкозернистой структурой.

При проведении нормализациинагревзаготовок сопровождается протеканием процессов, общих для всех режимов отжига: происходит измельчение зерна структуры (что особенно желательно для доэвтектоидных сталей), снижаются ликвация и уровень остаточных напряжений. Отличительные особенности возникают приохлаждениизаготовок с более высокой скоростью (на воздухе): структура превращается всорбит спластинчатой формой цементита,повышаются (в сравнении с отжигом)твёрдость(до НВ 190…220 для конструкционных и НВ 270 единиц для инструментальных сталей)ипрочностьпри сохранении пластических свойств металла на достаточном уровне, что является благоприятным при изготовлении многих деталей машин и механизмов [10,11].

Общей для всех операций ТО является нежелательность перегрева(за счёт повышения температуры или времени выдержки), так какпри этом всегда происходит рост зерна структуры, что впоследствии приводит к снижению прочности при возрастании хрупкости.

При общем характере этих рекомендаций могут наблюдаться и многочисленные отступления. Так, экспериментально установлено [12], что даже стали одной марки, но разных плавок, могут сильно различаться по склонности к росту аустенитного зерна. Это связано с содержанием неодинакового количества неметаллических включений (оксидов, нитридов, сульфидов и т.п.), которые могут затруднять рост аустенитного зерна при нагреве. Таким образом, склонность сталей к росту аустенитного зерна является плавочной характеристикой. Наблюдающиеся при этом тенденции для легированных сталей таковы: ванадий, титан, молибден, вольфрам и алюминий уменьшают склонность к росту зерна аустенита, а марганец – увеличивает её. Необходимо также учитывать то, что заэвтектоидные стали в меньшей степени склонны к росту зерна, кипящие стали - в большей степени, так как являются наследственно крупнозернистыми. Спокойные стали, за счёт раскисления алюминием, являются наследственно мелкозернистыми.