Основы термической обработки металлов и сплавов: превращения структуры и свойства

Свойства любого металлического сплава находятся в прямой зависимости от его внутреннего строения, или структуры. Основным технологическим процессом, позволяющим направленно изменять структуру и, как следствие, комплекс физико-механических характеристик материала, является термическая обработка. Фундаментальные основы этого процесса были заложены выдающимся русским металлургом Д. К. Черновым, а впоследствии получили глубокое развитие в трудах ученых А. А. Бочвара, Г. В. Курдюмова и А. П. Гуляева.

Термическая обработка представляет собой строго регламентированную совокупность технологических операций, включающих нагрев, выдержку при заданной температуре и последующее охлаждение металлов и сплавов. Проведение этих операций в определенной последовательности и с соблюдением конкретных режимов преследует цель изменить внутреннее строение сплава для достижения требуемых эксплуатационных свойств. Графически такой процесс принято изображать в координатах «температура – время», что позволяет наглядно представить все его этапы.

Рис.12.1. Графики различных видов термообработки: отжига (1, 1а), закалки (2, 2а), отпуска (3), нормализации (4)

В современном материаловедении принято выделять несколько основных видов термической обработки, каждый из которых имеет свое назначение и технологические особенности. Классификация основана на типах структурных и фазовых превращений, происходящих в материале в процессе теплового воздействия, и позволяет выбрать оптимальный режим для конкретного сплава и требуемых результатов.

Первым видом является отжиг I рода. Эта операция применима практически для всех металлов и сплавов, и ее проведение не обязательно связано с протеканием фазовых превращений в твердом состоянии. Основная цель отжига первого рода — снятие внутренних напряжений, устранение химической неоднородности (ликвации) и подготовка структуры к последующей обработке. Ключевыми параметрами процесса являются температура нагрева и время выдержки, а характерным признаком — медленное охлаждение.

К разновидностям отжига первого рода относятся диффузионный отжиг (для гомогенизации состава), рекристаллизационный отжиг (для снятия наклепа после холодной деформации) и отжиг для снятия напряжений, который применяется после литья, сварки или ковки для устранения остаточных напряжений, возникающих при этих процессах.

Второй вид — отжиг II рода, который проводится для сплавов, испытывающих фазовые превращения в твердом состоянии при нагреве и охлаждении. Это касается материалов, в которых наблюдаются полиморфные или эвтектоидные превращения, а также изменение растворимости компонентов. Целью такого отжига является получение более равновесной, устойчивой структуры, подготовка металла к дальнейшей обработке (например, резанием или давлением).

В результате отжига второго рода происходит измельчение зерна, снижаются прочность и твердость, но при этом существенно повышаются пластичность и вязкость. Технологически процесс характеризуется нагревом сплава до температур выше критических точек (выше линии фазовых превращений) и последующим очень медленным охлаждением, как правило, вместе с печью для максимального приближения структуры к равновесному состоянию.

Третьим, ключевым видом обработки является закалка. Эта операция применяется для сплавов, испытывающих фазовые превращения, и имеет своей целью существенное повышение твердости и прочности. Эффект достигается путем фиксации неравновесных структур, таких как мартенсит, троостит или сорбит, которые образуются в результате высокоскоростного охлаждения, подавляющего диффузионные процессы распада аустенита.

График закалки характеризуется нагревом до температур выше критических (выше точки Ас3 для доэвтектоидных сталей) и последующим охлаждением со скоростью, превышающей критическую скорость закалки. Это необходимо для того, чтобы предотвратить диффузионный распад аустенита и получить метастабильную структуру с высоким уровнем внутренних напряжений и твердости.

Завершающим этапом термической обработки закаленных изделий часто является отпуск. Эта операция проводится с целью снятия внутренних напряжений, возникших при закалке, снижения излишней хрупкости и повышения пластичности и вязкости стали. В отличие от закалки, отпуск подразумевает нагрев до температур, лежащих ниже критической точки Ас1.

Скорость последующего охлаждения при отпуске, как правило, не играет определяющей роли. Во время нагрева при отпуске в структуре закаленной стали протекают диффузионные процессы, уменьшающие степень неравновесности структуры (распад мартенсита, коагуляция карбидов), что позволяет регулировать конечный комплекс механических свойств в широких пределах.

По месту в технологическом процессе термическую обработку также подразделяют на предварительную и окончательную. Предварительная обработка (например, отжиг или нормализация) применяется для подготовки структуры и свойств полуфабриката к последующим технологическим операциям, таким как обработка давлением или резанием. Окончательная термическая обработка (закалка с отпуском) формирует требуемый комплекс свойств готового изделия, обеспечивая его работоспособность в условиях эксплуатации.

Превращения, протекающие в структуре стали при нагреве и охлаждении. В основе любой разновидности термической обработки стали лежат фундаментальные фазовые и структурные превращения, движущей силой которых является стремление термодинамической системы к минимуму свободной энергии. Понимание этих процессов, протекающих при нагреве и охлаждении, позволяет сознательно управлять конечной структурой и свойствами материала.

Рис. 12.2. Зависимость свободной энергии структурных составляющих сталей от температуры: аустенита (FA), мартенсита (FM), перлита (FП)

Первое ключевое превращение — это переход перлита в аустенит (П → А), который происходит при нагреве стали выше критической температуры Ас1. Поскольку при высоких температурах минимальной свободной энергией обладает именно аустенит, система стремится к перестройке кристаллической решетки и растворению карбидов для достижения равновесного состояния.

Второе превращение — распад аустенита в перлит (А → П). Этот процесс наблюдается при охлаждении стали ниже температуры А1, когда минимальной свободной энергией уже обладает ферритно-цементитная смесь, то есть перлит. Данное превращение является диффузионным и его скорость зависит от степени переохлаждения.

Третье превращение — бездиффузионный переход аустенита в мартенсит (А → М). Оно происходит только при очень быстром охлаждении (со скоростью выше критической) до температур ниже точки начала мартенситного превращения (Мн). В этих условиях подавляется диффузия углерода, и аустенит перестраивается в неравновесную структуру мартенсита с тетрагональной решеткой.

Четвертое превращение — распад мартенсита в перлит (М → П). Термодинамически этот процесс возможен при любых температурах, так как свободная энергия неравновесного мартенсита всегда выше, чем у равновесной ферритно-цементитной смеси (перлита). Однако скорость этого превращения существенно зависит от температуры и времени, и именно оно лежит в основе процессов отпуска закаленной стали.

Механизм основных превращений. 1. Превращение перлита в аустенит. Процесс превращения перлита в аустенит при нагреве основан на диффузии углерода и сопровождается полиморфным превращением железа из ОЦК-решетки (феррит) в ГЦК-решетку (аустенит), а также постепенным растворением цементита в образовавшемся аустените. Для изучения кинетики этих процессов строят специальные диаграммы изотермического образования аустенита.

Рис. 12.3. Диаграмма изотермического образования аустенита: 1 - начало образования аустенита; 2 - конец преобразования перлита в аустенит; 3 - полное растворение цементита.

Суть метода заключается в том, что тонкие образцы быстро нагревают до заданной температуры (выше Ас1) и выдерживают в течение различного времени, фиксируя моменты начала и завершения структурных изменений. Чем выше температура нагрева (степень перегрева), тем быстрее протекают диффузионные процессы и тем меньше времени требуется для полного превращения перлита в аустенит и растворения цементита.

Рис. 12.4. Механизм превращения перлита в аустенит.

Механизм превращения носит многостадийный характер. Зародыши аустенитных зерен возникают преимущественно на границах раздела фаз «феррит-цементит», так как эти участки обладают повышенной энергией и дефектностью структуры. Здесь кристаллическая решетка α-железа перестраивается в решетку γ-железа. Время, необходимое для этого процесса, напрямую зависит от температуры нагрева, поскольку с увеличением перегрева уменьшается критический размер зародыша и возрастает скорость диффузии.

На начальном этапе образовавшиеся зерна аустенита имеют такую же низкую концентрацию углерода, как и исходный феррит. По мере выдержки начинается растворение пластин цементита, и атомы углерода диффундируют в аустенит, повышая его концентрацию. Процесс превращения феррита в аустенит протекает быстрее растворения цементита. После полного исчезновения цементита аустенит остается химически неоднородным: области, где ранее находились пластинки цементита, обогащены углеродом. Для полного выравнивания состава (гомогенизации) аустенита требуется дополнительная выдержка.

Величина зерна аустенита, образующегося при нагреве, оказывает решающее влияние на свойства стали после охлаждения. Сразу после завершения превращения зерно аустенита получается очень мелким. Однако при дальнейшем повышении температуры или увеличении выдержки происходит собирательная рекристаллизация — рост зерна аустенита. Движущей силой этого процесса является стремление системы к уменьшению суммарной энергии границ зерен, так как мелкозернистая структура обладает большим запасом свободной энергии.

Различные стали имеют неодинаковую склонность к росту зерна аустенита. Если зерно начинает интенсивно расти даже при небольшом превышении критической температуры, сталь называется наследственно крупнозернистой. Если же зерно сохраняется мелким вплоть до значительных перегревов, сталь относится к наследственно мелкозернистой. Эта характеристика зависит от наличия в стали дисперсных частиц (карбидов, нитридов), которые сдерживают рост зерен.

Такие элементы, как ванадий, титан, молибден, вольфрам и алюминий, образуют тугоплавкие и труднорастворимые частицы, которые эффективно тормозят рост аустенитного зерна. Напротив, марганец и фосфор способствуют укрупнению зерна. Также важно отметить, что заэвтектоидные стали, содержащие избыточный цементит, менее склонны к росту зерна при нагреве.

Необходимо различать понятия наследственного и действительного зерна. Наследственное зерно определяется специальным методом (нагревом до 930°С) и характеризует склонность стали к росту при высоких температурах. Действительное зерно — это размер зерна, полученный после конкретного режима термической обработки и наблюдаемый при обычных температурах. Крупное действительное зерно ухудшает комплекс механических свойств, особенно снижая ударную вязкость и повышая порог хладноломкости.

Нарушение режима нагрева может привести к неисправимым дефектам. Перегрев возникает при нагреве доэвтектоидной стали значительно выше оптимальной температуры, что вызывает интенсивный рост зерна аустенита и формирование при охлаждении грубой игольчатой структуры (видманштеттовой структуры), снижающей механические свойства. Такой дефект может быть исправлен повторной термической обработкой. Пережог наступает при приближении температуры к точке плавления, вызывает окисление и оплавление границ зерен, что делает металл хрупким и непригодным к использованию — это неисправимый брак.

2. Превращение аустенита в перлит при медленном охлаждении. Процесс распада аустенита на ферритно-цементитную смесь при охлаждении является диффузионным и включает в себя полиморфное γ→α превращение, диффузионное перераспределение углерода и выделение его в виде частиц цементита. В зависимости от степени переохлаждения (разницы между равновесной температурой и фактической температурой превращения) различают три области, где кинетика и продукты распада существенно отличаются. С увеличением переохлаждения скорость превращения сначала растет, достигает максимума, а затем падает до нуля при температурах, где диффузия углерода становится невозможной.

Рис. 12.5. Кинетические кривые превращения аустенита при охлаждении (а); диаграмма изотермического превращения аустенита (б)

Для изучения закономерностей распада переохлажденного аустенита строят диаграммы изотермического превращения. Образцы, нагретые до однородного аустенитного состояния (например, до 770°С), быстро переносят в среду с постоянной температурой ниже А1. Изменение структуры фиксируют, например, по изменению магнитных свойств (аустенит парамагнитен, а продукты его распада ферромагнитны). В результате получают серию кинетических кривых, показывающих зависимость количества образовавшегося перлита от времени.

Анализ этих кривых показывает наличие инкубационного периода — времени, в течение которого аустенит остается устойчивым. Затем скорость превращения нарастает, достигает максимума (при распаде около 50% аустенита) и постепенно затухает. С увеличением степени переохлаждения устойчивость аустенита сначала падает (инкубационный период сокращается), а затем, при приближении к температурам начала мартенситного превращения, вновь возрастает из-за замедления диффузии.

В области температур 727…550°С (перлитная область) сущность превращения заключается в образовании механической смеси феррита (содержащего ~0,02% С) и цементита (6,67% С) из исходного аустенита (0,8% С). Время устойчивости аустенита минимально, а скорость превращения максимальна при переохлаждении на 150…200°С ниже равновесной температуры А1.

Рис. 12.6. Механизм превращения аустенита в перлит

Механизм перлитного превращения инициируется зарождением центров кристаллизации цементита, преимущественно на границах аустенитных зерен. Образовавшаяся пластинка цементита растет, обедняя прилегающие области аустенита углеродом, что создает условия для зарождения и роста рядом с ней пластинок феррита. Эта колония пластинчатой структуры растет до тех пор, пока не столкнется с другой растущей колонией.

Свойства продуктов распада определяются их дисперсностью, то есть расстоянием между соседними пластинками феррита и цементита (межпластинчатое расстояние), которое напрямую зависит от температуры превращения. Чем ниже температура превращения, тем тоньше пластинки и выше твердость. По степени дисперсности различают три основные структуры:

- Перлит (межпластинчатое расстояние ~0,5-1,0 мм) образуется при малом переохлаждении (650-700°С) и малых скоростях охлаждения. Твердость составляет 180-250 НВ.
- Сорбит (~0,3-0,4 мм) формируется при более низких температурах (600-650°С) и повышенных скоростях охлаждения. Эта структура характеризуется высоким пределом упругости и хорошим сочетанием прочности и вязкости, твердость — 250-350 НВ.
- Троостит (~0,1-0,2 мм) возникает при еще большем переохлаждении (550-600°С) и высоких скоростях охлаждения. Он обладает высокой твердостью (350-450 НВ) и упругостью, но пониженной пластичностью и вязкостью.

Промежуточное (бейнитное) превращение. При температурах ниже 550°С диффузия атомов железа (самодиффузия) практически прекращается, но подвижность атомов углерода еще сохраняется. В этих условиях механизм превращения меняется и становится промежуточным между диффузионным (перлитным) и бездиффузионным (мартенситным).

Механизм бейнитного превращения заключается в том, что сначала внутри аустенита происходит перераспределение углерода. Участки, обедненные углеродом, претерпевают сдвиговое (мартенситоподобное) γ→α превращение с образованием игольчатого феррита, пересыщенного углеродом. Участки, обогащенные углеродом, впоследствии выделяются в виде карбидов внутри или между иглами феррита. Образующаяся структура называется бейнитом.

Структура бейнита представляет собой смесь пересыщенного углеродом феррита и карбидов. В зависимости от температуры превращения различают верхний и нижний бейнит. Верхний бейнит (образуется при более высоких температурах в этой области) имеет относительно грубое строение и характеризуется невысокой прочностью и низкой ударной вязкостью. Нижний бейнит (образуется при температурах, близких к Мн) обладает высокой дисперсностью и обеспечивает уникальное сочетание высокой прочности с достаточной пластичностью и вязкостью.

Сведения об авторах и источниках:

Авторы: Третьякова Н.В.

Источник: Лекции по материаловедению

Данные публикации будут полезны студентам, изучающим материаловедение и металлургию, инженерно-техническим работникам и специалистам, занятым в области машиностроения, а также всем, кто интересуется историей науки о металлах и современными тенденциями разработки новых материалов.