Министерство науки и высшего образования Российской Федерации Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования «Владимирский государственный университет имени Александра Григорьевича и Николая Григорьевича Столетовых» Л. В. КАРТОНОВА В. А. КЕЧИН ТЕОРИЯ И ТЕХНОЛОГИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ Учебное пособие Допущено Федеральным Учебно-методическим объединением по укрупненной группе специальностей и направлений 22.00.00 «Технологии материалов» в качестве учебного пособия при подготовке бакалавров, обучающихся по направлению 22.03.01 «Материаловедение и технологии материалов», и магистров, обучающихся по направлениям 22.04.01 «Материаловедение и технологии материалов» и 22.04.02 «Металлургия» Владимир 2020 1 УДК 621.78 ББК 34.651 К27 Рецензенты: Доктор технических наук, доцент зав. кафедрой технологии материалов, стандартизации и метрологии Ярославского государственного технического университета В. А. Иванова Кандидат технических наук, доцент зав. кафедрой материаловедения и технологий обработки материалов Сибирского федерального университета В. И. Темных Издается по решению редакционно-издательского совета ВлГУ Картонова, Л. В. Теория и технология термической обраК27 ботки : учеб. пособие / Л. В. Картонова, В. А. Кечин ; Владим. гос. ун-т им. А. Г. и Н. Г. Столетовых. – Владимир : Изд-во ВлГУ, 2020. – 128 с. ISBN 978-5-9984-1156-4 Содержит изложение основных вопросов курса «Теория и технология термической обработки». Предназначено для студентов высших учебных заведений, обучающихся по направлениям бакалавриата 22.03.01 «Материаловедение и технологии материалов» и магистратуры 22.04.01 «Материаловедение и технологии материалов» и 22.04.02 «Металлургия». Может быть полезно студентам бакалавриата и магистратуры, обучающимся по другим техническим направлениям подготовки. Рекомендовано для формирования профессиональных компетенций в соответствии с ФГОС ВО. Табл. 17. Ил. 34. Библиогр.: 32 назв. УДК 621.78 ББК 34.651 ISBN 978-5-9984-1156-4 © ВлГУ, 2020 2 ВВЕДЕНИЕ Термическая обработка металлов и сплавов является одной из важнейших составляющих любого технологического процесса изготовления металлических деталей и полуфабрикатов, значение которой трудно переоценить. Это самый распространенный способ изменения свойств металлов и сплавов путем теплового воздействия. Термическая обработка может сочетаться с химическим, деформационным и другими воздействиями. Термическую обработку применяют с целью получения требуемого комплекса свойств (механических, физико-химических, эксплуатационных) материала деталей и полуфабрикатов, а также для улучшения технологичности материала при изготовлении изделий. Термическую обработку могут проводить на различных стадиях производства деталей машин и металлоизделий. Полуфабрикаты подвергают данной обработке для улучшения структуры, снижения твердости, а вследствие этого улучшения обрабатываемости давлением, резанием. При этом термическая обработка применяется как промежуточная операция. Термообработка как окончательная операция выполняется для придания деталям определенных требуемых свойств: твердости, износостойкости, прочности и т. п. Еще задолго до нашего времени применялись разные способы изготовления металлических изделий. Анализ археологических находок позволяет определить время появления и характер первых операций термической обработки. По времени появления первой операцией термической обработки металла принято считать рекристаллизационный отжиг, который использовался уже начиная с V в. до н. э. [23] Первые металлические изделия изготовлялись с помощью каменного молота сначала из самородных металлов (золота, меди, серебра), позднее – из меди, выплавленной из руды. При получении изделий с тонкими лезвиями и острыми наконечниками для восстановления пластичности древние кузнецы нагревали металл. 3 Металлургическое производство железа относят к концу II в. до н. э. В то время железо получали непосредственно из железной руды сыродутным способом. В таком железе содержание углерода было низким, следовательно, невозможно было упрочнить его закалкой, поэтому закалку стали применять значительно позже отжига. Однако примерно за полторы тысячи лет до нашей эры была подмечена интересная закономерность: заготовка для горячей ковки, нагретая докрасна в древесноугольном горне, а затем быстро охлажденная в воде или другой жидкости, приобретала высокую твердость. Можно сказать, что это была цементация с последующей закалкой. Причину упрочнения металла в результате закалки объяснить никто не мог, но рецептов ее проведения было великое множество. В древние времена мастера кузнечных дел использовали самые примитивные методы закалки. При этом раскаленный кусок железа погружали в воду, масло и даже в вино. В Средние века термическая обработка распространилась повсеместно: способы термообработки стали детально описаны в средневековой литературе (различные способы закалки, отжиг, отпуск, химикотермическая обработка). Однако в то время, не зная сущности внутренних превращений в металле, мастера приписывали получение термообработанными изделиями высоких свойств сверхъестественным силам. Становление термообработки как науки стало возможным только с середины XIX в. До этого времени термическая обработка применялась как технологическая операция и представляла собой совокупность весьма ценных рецептов, выработанных на основе многовекового опыта. Нередко такие рецепты передавали из поколения в поколение. Середина XIX в. примечательна выдающимся открытием русского металлурга Д. К. Чернова. В 1868 г. он открыл внутренние структурные превращения в стали и установил, что при смене температуры у металла изменяются свойства. Тем самым Д. К. Чернов заложил научные основы термической обработки. В 1886 г. французский инженер Ф. Осмонд применил термопару Ле-Шателье и уточнил положение критических точек в стали, обнаруженных Д. К. Черновым. При этом Осмонд ввел новые обозначения этих точек, а также более подробно описал физический смысл превращений, протекающих в них. В конце XIX и начале XX в. разными учеными были начаты работы по построению диаграмм состояния. Основываясь на данных 4 Д. К. Чернова и собственных исследованиях, в 1897 г. английский ученый Робертс-Аустен впервые построил диаграмму состояния железо – углерод. Первые серьезные исследования в области термической обработки цветных сплавов были проведены в начале XX в. Большой вклад в развитие теории термической обработки внес русский металлург, химик А. А. Байков. В 1900 г. он показал возможность развития мартенситного превращения в цветных сплавах, в частности в сплавах меди с сурьмой. Тем самым А. А. Байков доказал, что способность к закалке присуща не только сталям, но и цветным сплавам. В 1906 г. немецкий инженер А. Вильм на изобретенном им дюралюмине показал возможность принципиально нового в то время способа термического упрочнения путем закалки без полиморфного превращения и последующего старения. А в 1919 г. американский металловед П. Мерика выявил и объяснил механизм данного упрочнения. Стало возможным по диаграммам состояния с переменной растворимостью компонентов в твердом состоянии предсказывать свойства и области применения сплавов, способных к дисперсионному твердению. Развитие этой теории продолжалось в работах французского ученого Гинье и английского ученого Престона, которые в 1938 г. одновременно независимо друг от друга рентгеновским методом обнаружили зоны, названные в дальнейшем в их честь зонами Гинье – Престона. Развитие отечественной современной теории и технологии термообработки неразрывно связано с именами А. М. Бочвара и А. А. Бочвара, Н. А. Минкевича и А. Н. Минкевича, А. П. Гуляева, И. Н. Богачева, В. Д. Садовского, С. С. Штейнберга, И. Н. Кидина, М. Л. Бернштейна, А. Г. Рахштадта, Ю. М. Лахтина, А. П. Гуляева, Ю. А. Геллера, Г. И. Погодина-Алексеева, К. М. Погодиной-Алексеевой, И. И. Новикова, А. А. Баранова, С. С. Горелика, В. С. Золоторевского, а также многих других ученых. Были накоплены обширные сведения о закономерностях изменений структуры и свойств металлов и сплавов при тепловом воздействии. С конца 50-х гг. XX в. для выявления изменений субструктуры при термообработке стали широко применять метод электронной микроскопии. 5 На современном этапе развития науки большое внимание уделяется дефектам кристаллического строения металлов с целью изучения их влияния на механизм и закономерности структурных изменений. За счет термической обработки можно добиться значительного улучшения механических свойств, это позволяет увеличить допускаемые напряжения, уменьшить размеры и массу машин и механизмов, повысить надежность и срок службы изделий. При этом можно применять сплавы более простых составов, что снизит себестоимость отдельных деталей. Теория термической обработки позволяет не только научно обоснованно разрабатывать технологические процессы, но и получать сплавы с заданными свойствами. 6 Раздел I ТЕОРИЯ И ПРАКТИКА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛИ Глава 1. Основы теории термической обработки стали Как известно, железо имеет две полиморфные модификации α и γ (рис. 1.1). Модификация α-железа существует при температуре ниже 911 °С и выше 1392 °С. В интервале температур 1392 – 1539 °С α-железо нередко обозначают как δ-железо. Рис. 1.1. Полиморфные превращения железа Кристаллическая решетка α-железа – объемно центрированный куб с периодом решетки 0,28606 нм. Точка Кюри – 768 °С. γ-железо существует при температуре 911 – 1392 °С. Кристаллическая решетка γ-железа гранецентрированная кубическая с периодом решетки а = 0,3645 нм. 7 Наличие полиморфизма у железа имеет большое практическое значение. Используя это явление, можно упрочнить и разупрочнить сплавы на основе железа в процессе термической обработки. 1.1. Общие сведения о диаграмме состояния системы железо – углерод На рис. 1.2 представлена диаграмма состояния системы железо – углерод. В метастабильной системе железо – углерод существуют следующие фазы: жидкая, феррит, аустенит и цементит. Рис. 1.2. Диаграмма состояния железо – углерод Жидкая фаза представляет собой раствор углерода в железе, распространяющийся выше линии ликвидус АВСD. В данной системе существуют два твердых раствора углерода в железе на основе двух кристаллических модификаций железа: феррит и аустенит. Область существования феррита расположена левее линии GPQ и AHN, а область существования аустенита – левее линии NJESG. Феррит – твердый раствор внедрения углерода и других примесей в α-железе с ОЦК-решеткой, который имеет переменную предельную 8 растворимость углерода: минимальную – 0,006 % при комнатной температуре (точка Q), максимальную – 0,025 % при температуре 727 °С (точка P). Аустенит – твердый раствор внедрения углерода и других примесей в γ-железе с ГЦК-решеткой. Он имеет переменную предельную растворимость углерода: минимальную – 0,8 % при температуре 727 °С (точка S), максимальную – 2,14 % при температуре 1147 °С (точка Е). Цементит – химическое соединение железа с углеродом (карбид железа Fe3C), содержащий 6,67 % углерода. В табл. 1.1 и 1.2 указаны значения узловых критических точек и линий диаграммы состояния железо – углерод. Таблица 1.1 Значения узловых критических точек диаграммы состояния железо – углерод Обозначение Температура, Концентрация точки °С С, % А 1539 0 В 1499 0,51 H 1499 0,1 J 1499 0,16 N 1392 0 E 1147 2,14 C 1147 4,3 F 1147 6,67 D 1250 6,67 G 911 0 9 Значение точки Плавление (кристаллизация) чистого железа Жидкая фаза, участвующая в перитектическом превращении Предельное содержание углерода в α (δ)-железе. α (δ)-твердый раствор, участвующий в перитектическом превращении γ-твердый раствор, возникающий в результате перитектического превращения Полиморфное превращение α (δ) ↔ γ в чистом железе Предельное содержание углерода в γ-железе при эвтектической температуре Жидкая фаза, участвующая в эвтектическом превращении – Предполагаемая температура плавления Полиморфное превращение α ↔ γ в чистом железе Окончание табл. 1.1 Обозначение Температура, Концентрация точки °С С, % P 727 0,02 S 727 0,8 K 727 6,67 Q 20 0,006 Значение точки Предельное содержание углерода в α-железе при эвтектоидной температуре γ-твердый раствор, испытывающий эвтектоидное превращение – Предельное содержание углерода в α-железе при комнатной температуре Таблица 1.2 Значения линий диаграммы состояния железо – углерод Линии АВ AH ВС JE СD HJB ECF Значение линии Ликвидус для α (δ)-твердого раствора (Фδ) Солидус для α (δ)-твердого раствора (Фδ) Ликвидус для γ-твердого раствора (аустенита) Солидус для γ-твердого раствора (аустенита) Ликвидус для химического соединения Fe3C Перитектическое превращение: LB + ФH → AJ Эвтектическое превращение: LС → AЕ + Ц PSK (А1) Эвтектоидное превращение: AS → ФР + Ц HN JN ES (Аcm) GS (А3) GP PQ MO Начало полиморфного превращения α (δ) → γ в сплавах при охлаждении Конец полиморфного превращения α (δ) → γ в сплавах при охлаждении Линия предельной растворимости углерода в γ-железе. Начало выделения вторичного цементита из аустенита при охлаждении Начало полиморфного превращения γ → α в сплавах при охлаждении. Начало выделения феррита из аустенита при охлаждении Линия предельной растворимости углерода в α-железе Линия переменной растворимости углерода в α-железе. Начало выделения третичного цементита из аустенита при охлаждении Переход из ферромагнитного в парамагнитное состояние (768 °С) 10 Три горизонтальные линии на диаграмме (HJB, ECF и PSK) указывают на протекание трех нонвариантных реакций. 1. При 1499 °С (линия HJB) протекает перитектическая реакция: LB + ФH → AJ. В результате реакции образуется аустенит. 2. При 1147 °С (горизонталь ECF) протекает эвтектическая реакция: LС → AЕ + Ц. В результате реакции образуется эвтектическая смесь аустенита и цементита, называемая ледебуритом. 3. При 727 °С (горизонталь PSK) протекает эвтектоидная реакция: AS → ФР + Ц. В результате реакции образуется эвтектоидная смесь феррита и цементита, называемая перлитом. Таким образом, диаграмма состояния железо – углерод показывает условия равновесного сосуществования фаз в этой системе компонентов. Диаграмма имеет большое практическое значение, по ней можно определить температуру плавления и затвердевания железоуглеродистых сплавов. Диаграмма состояния железо – углерод является основой для изучения процессов термической обработки. С ее помощью определяют виды термической обработки, температурные интервалы превращений, назначают технологические режимы термообработки и т. п. Также можно определить интервалы температур при обработке сталей давлением. 1.2. Виды термической обработки Цель любого процесса термической обработки заключается в том, чтобы нагревом до определенной температуры и последующим охлаждением вызвать желаемое изменение строения металла. Основы современной классификации термической обработки были заложены А. А. Бочваром. Термическую обработку металлов и сплавов (рис. 1.3) принято подразделять: – на собственно термическую, заключающуюся только в тепловом воздействии на металл, – термомеханическую, сочетающую тепловое воздействие и пластическую деформацию, – химико-термическую, сочетающую тепловое и химическое воздействия. 11 Рис. 1.3. Классификация видов термической обработки Собственно термическая обработка, в свою очередь, подразделяется на отжиг первого и второго рода, закалку без полиморфного превращения, закалку с полиморфным превращением, старение и отпуск. Особенностью всех разновидностей отжига I рода является то, что они протекают независимо от того, идут ли при этом фазовые превращения или нет, тогда как отжиг II рода основан на фазовом превращении. Закалка с полиморфными превращениями – это вид термической обработки, заключающийся в нагреве металла выше температур, при которых происходят фазовые превращения, с последующим быстрым охлаждением. Данный вид закалки и наблюдается в сплавах на основе железа. Следует иметь в виду, что между закалкой с полиморфными превращениями и отжигом II рода есть общее. В обоих случаях сплав нагревают выше температуры фазового превращения, и окончательное строение материал приобретает в результате превращения при последующем охлаждении. Но при этом имеется принципиальная разница. Целью отжига второго рода является получение структуры, близкой к равновесной, поэтому сплав охлаждают медленно, а при закалке в результате быстрого охлаждения образуется неравновесная структура. Фазовые превращения при нагреве и охлаждении в сплавах железа будут рассмотрены далее. Процессы, приближающие состояние закаленного сплава к равновесному, могут протекать при комнатной температуре, повышение которой резко ускоряют данные процессы. 12 Технологические процессы химико-термической обработки (ХТО) подразделяются на следующие группы: диффузионное насыщение неметаллами, диффузионное насыщение металлами и диффузионное удаление элементов. Термомеханическая обработка (ТМО) включает в себя ТМО стареющих сплавов и ТМО сталей, закаливаемых на мартенсит. Термомеханическая обработка стареющих сплавов подразделяется на следующие разновидности: предварительную термомеханическую обработку (ПТМО), низкотемпературную термомеханическую обработку (НТМО), высокотемпературную термомеханическую обработку (ВТМО) и комбинацию ВТМО и НТМО – высоконизкотемпературную термомеханическую обработку (ВНТМО). Современные процессы термомеханической обработки сталей, закаливаемых на мартенсит, подразделяются на предварительную термомеханическую обработку (ПТМО), низкотемпературную термомеханическую обработку (НТМО), высокотемпературную термомеханическую обработку (ВТМО), высокотемпературную термомеханическую изотермическую обработку (ВТМИзО) и термомеханическую обработку с деформацией во время перлитного превращения (ТМИзО). 1.3. Фазовые превращения в сплавах железа Термическая обработка состоит из процессов, сопровождающихся нагревом, выдержкой и охлаждением при определенных режимах. Термообработка характеризуется температурой нагрева, скоростью нагрева, выдержкой и скоростью охлаждения. Основные фазовые превращения, влияющие на структуру и свойства сталей: – превращения при нагреве до аустенитного состояния – фазовая перекристаллизация; – превращения аустенита при различных условиях охлаждения; – мартенситное превращение; – превращения при отпуске. 13 1.3.1. Аустенитное превращение При нагреве стали выше температуры, соответствующей точке Ас1 (рис. 1.4), наблюдается превращение перлита в аустенит (аустенитное превращение): Feα + Fe3C → Feγ (C). Образование аустенита является диффузионным процессом, подчиняется основным положениям теории кристаллизации в соответствии с диаграммой состояния Fe – C. Аустенитное превращение состоит из двух параллельно идущих процессов: полиморфного α → γ превращения и растворения в Feγ углерода цементита, оно может совершиться лишь при медленном нагреве. Следует иметь в виду, что при обычных условиях нагрева превращение запаздывает и происходит лишь при температурах несколько более высоких, чем указано на диаграмме состояния Fe – C. При достаточно высокой температуре аустенитное превращение происходит мгновенно, это связано с большой подвижностью атомов. Именно поэтому кривые начала и конца превращения практически сходятся на оси ординат (рис. 1.5). Рис. 1.4. Участок диаграммы Fe – Fе3C 14 Рис. 1.5. Диаграмма изотермического образования аустенита в доэвтектоидной стали (И. Л. Кидин, Н. Е. Блантер) [16]: 1 – исчезновение ферритных промежутков в перлите; 2 – исчезновение цементита; 3 – окончание гомогенизации аустенита на месте исчезнувших колоний перлита; 4 – исчезновение свободного феррита; 4´ – прекращение роста аустенита при температурах ниже А3; 5 – окончание гомогенизации аустенита Структура доэвтектоидной стали при нагреве до критической точки Ас1 состоит из зерен феррита и перлита. При увеличении температуры выше указанной начинается фазовая перекристаллизация. Первые зерна аустенита образуются на границе зерен между ферритом и цементитом – структурными составляющими перлита (рис. 1.6). В интервале температур Ас1 – Ас3 структура доэвтектоидной стали – аустенит и феррит. В точке Ас3 феррит полностью растворяется в аустените, т. е. фазовая перекристаллизация заканчивается. В эвтектоидной и заэвтектоидной сталях при таких же температурах происходит аустенитное превращение. Кроме этого, в заэвтектоидной стали в интервале температур Ас1 – Асm происходит растворение избыточного цементита в аустените, которое заканчивается в точке Асm. Выше точки Асm – аустенит. 15 Рис. 1.6. Аустенитное превращение Переход через критическую точку А1 сопровождается резким уменьшением зерна, но дальнейший нагрев (или выдержка) вызывает рост аустенитных зерен, а вследствие диффузии происходит выравнивание концентрации углерода в аустените. Увеличение размеров зерна аустенита объясняется тем, что крупные зерна обладают меньшей суммарной поверхностью, а следовательно, имеют меньший запас свободной энергии в том же объеме. Различают начальное, наследственное и действительное зерно (рис. 1.7). Рис. 1.7. Схема роста зерна аустенита при нагреве 16 Начальное зерно определяется размером зерна аустенита в момент окончания перлитно-аустенитного превращения. Чем крупнее зерна аустенита, тем большего размера перлитные зерна, образующиеся из них. Наследственное зерно характеризует склонность аустенитных зерен к росту. По склонности к росту зерна различают наследственно мелкозернистую и наследственно крупнозернистую стали. Наследственно мелкозернистые стали имеют малую склонность к росту зерна даже при нагреве до высоких температур (1000 – 1050 °С). Тогда как в наследственно крупнозернистых сталях размер аустенитных зерен быстро увеличивается даже при небольшом перегреве выше Ас1. Склонность стали к росту зерна зависит не только от содержания в ней легирующих элементов, но и от металлургического качества, технологии производства и режима раскисления. Практически все легирующие элементы, за исключением марганца, препятствуют росту аустенитных зерен. С целью получения мелкозернистой структуры в сталь вводят небольшое количество алюминия, титана, ванадия, которые образуют труднорастворимые мельчайшие частицы карбиды и оксиды, и сильно тормозят рост зерна аустенита. Кроме вышеуказанных легирующих элементов хорошо сдерживают рост аустенитных зерен молибден, хром и вольфрам, тогда как кремний и никель слабо тормозят рост зерен. Объяснение природы образования мелкозернистой структуры дает теория барьеров. Как указывалось выше, склонность стали к росту зерна зависит от способа ее получения. В стали различного металлургического качества присутствует разное количество мельчайших примесей оксидов, карбидов, нитридов и сульфидов, которые затрудняют рост зерен. Все спокойные стали после обработки имеют наследственно мелкозернистую структуру, а кипящие стали – наследственно крупнозернистую. Следует отметить, что наследственно мелкозернистую сталь можно обрабатывать давлением при более высоких температурах. Действительное зерно представляет размер зерна аустенита после определенной обработки стали. Размер действительного зерна – это величина зерна при комнатной температуре, полученная в результате конкретной термообработки, которая определяется температурой нагрева, временем выдержки при этой температуре и склонностью 17 стали к росту зерна при нагреве. Размер действительного зерна оказывает наиболее существенное влияние на ударную вязкость, особенно при низких температурах. Оптимальные температуры нагрева для доэвтектоидной стали tопт = Ас3 + (30 ± 50 °С), для эвтектоидной и заэвтектоидной сталей tопт = Ас1 + (30 ± 50 °С) [16]. 1.3.2. Распад аустенита Основное превращение в стали, протекающее во время охлаждения при фазовой перекристаллизации, в эвтектоидном распаде аустенита – твердого раствора углерода в γ-железе, почти на чистое железо и цементит: Feγ (C) → Feα + Fe3C. При температуре, соответствующей точке А1, аустенит находится в термически устойчивом равновесии, поэтому для начала распада аустенита его необходимо переохладить ниже температуры Аr1. При превращении аустенита в перлит происходит полиморфное γ → α превращение и диффузионное перераспределение углерода. Перлит образуется из отдельных центров в виде колоний, зародышем которых, как правило, является цементит. Зарождение цементита облегчено на границе зерен аустенита. В процессе утолщения пластин цементита происходит обеднение углеродом близлежащего аустенита и создаются условия для полиморфного превращения (γ → α) ферритных пластин. Для описания кинематики превращения переохлажденного аустенита пользуются экспериментально построенными диаграммами изотермического превращения аустенита. На рис. 1.8 представлена диаграмма изотермического превращения аустенита эвтектоидной стали. Следует отметить, что для удобства изображения горизонтальная шкала логарифмическая. Диаграмму изотермического превращения аустенита часто называют С-образной диаграммой за сходство кривых превращения с буквой «С». 18 Рис. 1.8. Диаграмма изотермического превращения аустенита Кривая 1 (рис. 1.8) соответствует началу распада аустенита. В области, лежащей левее начала распада аустенита, существует переохлажденный аустенит, не претерпевающий заметного распада, т. е. в этой области превращения практически не наблюдается. Между линиями 1 и 2, т. е. линиями начала и конца превращения, находится область, в которой непосредственно и происходит превращение. Кривая 2 показывает время, которое необходимо при данном переохлаждении для полного завершения превращения из аустенита в перлит, т. е. соответствует завершению распада. Устойчивость аустенита зависит от степени переохлаждения. Горизонтальные линии Мн и Мк соответствуют температурам начала и конца мартенситного превращения. В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области превращения: – перлитную (превращение аустенита при температурах в интервале Аr1 – 550 °С); – бейнитную, или область промежуточного превращения (550 °С – Мн); – мартенситную (ниже Мн). 19 В интервале температур перлитного превращения аустенита образуются структуры перлитного типа, характеризующиеся пластинчатым строением. Строение и свойства продуктов превращения зависят от температуры, при которой происходил распад. При температуре превращения 670 – 650 °С, т. е. при малых степенях переохлаждения, образуется грубопластинчатая смесь феррита и цементита, называемая перлитом. Чем больше переохлаждение, тем тоньше получается ферритно-цементитная смесь (рис.1.9). В табл. 1.3 отражены свойства структур перлитного типа. Рис. 1.9. Распад аустенита Таблица 1.3 Характеристика структур перлитного типа Структура Температура превращения, °С Размер пластинок Δ0, мкм НВ Перлит Сорбит Троостит 670 – 650 640 – 590 580 – 550 0,5 – 0,7 0,25 – 0,30 0,10 – 0,15 180 – 250 250 – 350 350 – 450 20 При больших степенях переохлаждения (до изгиба на С-образной кривой) дисперсность структуры возрастает. Образующаяся при этом структура отличается от перлита более тонким строением. Она получила название сорбит. При еще более низкой температуре, которая соответствует изгибу на С-образной кривой, образуется структура, названная трооститом. Необходимо отметить, что исследование такой структуры на металлографических микроскопах не выявляет признаков перлитного строения. Таким образом, перлит, сорбит и троостит – ферритно-цементитные структуры, образующиеся при диффузионном распаде перехлажденного аустенита и имеющие пластинчатое строение, различаются лишь степенью дисперсности. В интервале температур промежуточного превращения (550 °С – Мн) аустенит распадается с образованием структур, называемых бейнитом. При температурах ниже 550 °С скорость превращения аустенита замедляется. При этом самодиффузии атомов железа практически не наблюдается, однако атомы углерода еще достаточно подвижны. Вследствие этого происходит диффузионное распределение атомов углерода, и участки аустенита, обогащенные углеродом, превращаются в цементит, но превращение обедненного углеродом аустенита происходит по сдвиговому механизму путем возникновения и роста зародышей феррита. Образующиеся при этом структуры имеют игольчатую форму. Дисперсность кристаллов феррита и цементита зависит от температуры превращения: толщина пластинок Δ0 ≈ 0,12 мкм образуется при 550 – 350 °С (верхний бейнит, он имеет перистое строение – вид резаной соломы); Δ0 ≈ 0,08 мкм – при более низких температурах (нижний бейнит, он имеет игольчатое мартенситоподобное строение). 1.3.3. Мартенситное превращение Мартенситное превращение начинается при переохлаждении аустенита ниже линии Мн. Оно отличается от всех других превращений в твердом состоянии. Мартенситное превращение носит бездиффузионный характер, поскольку не сопровождается перераспределением атомов, т. е. развивается по сдвиговому механизму. Данное превращение 21 возникает мгновенно и протекает с огромной скоростью. Малейшая изотермическая задержка в интервале температур от Мн до Мк приведет к стабилизации аустенита, и процесс остановится, и значительная часть аустенита останется непревращенной. В результате образуется многократно пересыщенный твердый раствор внедрения, который называется мартенситом. Степень превращения аустенита в мартенсит определяется степенью переохлаждения, т. е. температурой, до которой проведено охлаждение. Чем ниже температура, тем образуется большее количество мартенсита. По достижении температуры, соответствующей точке Мк, мартенситное превращение завершается. Кристаллическая решетка мартенсита тетрагональная. Степень тетрагональности решетки мартенсита увеличивается с повышением содержания углерода. Атомы углерода занимают октаэдрические поры. Из-за пересыщенности углеродом решетка мартенсита сильно искажается, образуется игольчатая структура. Следует иметь в виду, что мартенситное превращение очень чувствительно к напряжениям, поэтому деформация аустенита вызывает превращение при температурах выше Мн. Кристаллы мартенсита в зависимости от состава стали, а следовательно, в зависимости от температуры своего образования, на которую влияет его состав, могут иметь разную морфологию и субструктуру. Различают пластинчатый и реечный мартенсит. Пластинчатый мартенсит образуется в высокоуглеродистых сталях (при содержании углерода более 1 %). Кристаллы мартенсита представляют собой пластины (рис. 1.10), а в плоскости шлифа они имеют вид игл. Пластинчатый мартенсит также называется игольчатым, это хорошо известный «классический» тип мартенсита. Мартенситная пластина образуется в пределах зерна аустенита и не выходит за его границу. Первые по времени образования иглы мартенсита являются самыми длинными, они как бы рассекают зерна аустенита на отсеки (рис. 1.11). При этом иглы мартенсита имеют закономерное расположение и образуют между собой угол 60°. В конструкционных углеродистых и легированных сталях (содержание углерода до 0,6 %) кристаллы мартенсита имеют форму тонких реек, вытянутых в одном направлении. В этом случае образуется пакет из реек, мартенсит называется пакетным (реечным). 22 Рис. 1.10. Редкий случай расположения мартенситной пластины в плоскости шлифа [23]. Х750 Рис. 1.11. Схема образования мартенсита в одном аустенитном зерне При содержании углерода от 0,6 до 1,0 % структура мартенсита представляет собой смесь этих двух типов мартенсита. Размеры кристаллов мартенсита любой морфологии определяются величиной исходного зерна аустенита. 23 На температуры Мн и Мк помимо содержания углерода существенно влияют растворенные в углероде легирующие элементы (большинство из них понижает температуры Мн и Мк). Свойства мартенсита зависят от количества растворенного в нем углерода: с повышением содержания углерода до 0,6 % твердость мартенсита растет, а затем остается постоянной, т. е. мартенсит имеет высокую твердость, равную или превышающую 60 HRC. Следует иметь в виду, что легирующие элементы практически не влияют на кинематику мартенситного превращения, их воздействие сказывается на температурном интервале мартенситного превращения. Большинство легирующих элементов снижает мартенситную точку и увеличивает количество остаточного аустенита. Некоторые элементы, такие как алюминий, кобальт, повышают мартенситную точку и уменьшают количество остаточного аустенита. Кремний не влияет на нее. 1.2.4. Превращения при отпуске Закаленная сталь находится в метастабильном состоянии и имеет структуру мартенсит и остаточный аустенит, которые являются неравновесными фазами. Нагрев стали ниже точки Ас1 (отпуск) приводит сталь в более устойчивое состояние. При этом преследуются две цели: снять внутренние напряжения, возникшие при закалке, и получить необходимые свойства. В процессе отпуска повышается пластичность и вязкость, снижается твердость. Характер структурных превращений, протекаемых при отпуске, зависит как от состава стали, так и от температуры и длительности нагрева. В процессе нагрева происходит распад мартенсита с выделением карбидов и распад остаточного аустенита. По степени нагрева превращения принято делить на три стадии. Первая стадия отпуска закаленной углеродистой стали наблюдается при нагреве до 150 – 200 °С. При этом происходит лишь перераспределение углерода в мартенсите, мартенсит обедняется углеродом, и понижается степень тетрагональности, но также образуются зародыши ε-карбидной фазы (Fe2,4С); такая смесь неоднородного мартенсита с пластинками ε-карбида называется мартенситом отпуска. 24 Нагрев до температуры 200 – 300 °С (вторая стадия) приводит к растворению ε-карбида и появлению быстро растущих частичек Fe3С, что сопровождается снятием внутренних напряжений, возникающих в результате предыдущих превращений, сопровождающихся объемными изменениями. Дальнейшее увеличение температуры до 300 – 400 °С (третья стадия), приведет к тому, что углерод полностью выделится из твердого α-раствора с образованием Fe3С. Образовавшаяся при этом структура стали представляет собой смесь относительно мелких включений феррита и цементита (троостит отпуска). При температурах отпуска 350 – 400 °С диаметр частиц карбида имеет размеры около 0,3 мкм. Дальнейшее повышение температуры (до 600 °С) приведет к коагуляции карбидов и полной перекристаллизации мартенсита. При температурах отпуска 500 – 600 °С диаметр частиц составляет около 0,1 мкм. Такая структура называется сорбитом отпуска. Ферритно-цементитные смеси (троостит и сорбит отпуска), образующиеся при распаде мартенсита, отличаются от полученных при распаде аустенита смесей, которые имеют пластинчатую форму цементита. Частицы карбидов в структуре троостита и сорбита отпуска имеют зернистое строение, что повышает пластичность, вязкость и сопротивление разрушению. Легирующие элементы замедляют процесс распада мартенсита. Никель и марганец влияют на него незначительно, тогда как большинство элементов (хром, молибден, кремний и др.) – весьма заметно, что позволит поднять температуру отпуска и увеличит его продолжительность. Контрольные вопросы 1. Опишите явление полиморфизма на примере железа. 2. Что такое феррит, аустенит, цементит? 3. Опишите сущность превращений, протекаемых при температурах 727, 1147 и 1499 °С в железоуглеродистых сплавах. 4. Какое практическое значение имеет диаграмма состояния железо – углерод? 5. Какова классификация основных видов термической обработки? 25 6. Как подразделяется собственно термическая обработка? 7. Каковы фазовые превращения в сплавах железа? 8. Каковы механизмы и температурные области образования структур перлитного типа (перлита, сорбита, троостита)? 9. Почему диаграмму изотермического превращения аустенита называют С-образной диаграммой? 10. Чем отличаются перлит, сорбит, троостит? 11. Какое превращение называют промежуточным? 12. Поясните механизм промежуточного (бейнитного) превращения. Сравните структуру и свойства верхнего и нижнего бейнита. 13. Опишите сущность мартенситного превращения. 14. Какие процессы протекают при отпуске? Глава 2. Технология термической обработки стали Под технологией термической обработки понимается совокупность технологических процессов нагревания, выдержки и охлаждения, химический состав сплава при этом не изменяется. При разработке технологии требуется установить: – режим нагрева деталей (температуру и время нагрева); – характер среды, в которой осуществляется нагрев, и ее влияние на сплав; – условия охлаждения (температура, охлаждающая среда, скорость охлаждения). Режимы термической обработки назначают в соответствии с диаграммами состояния и диаграммой изотермического распада аустенита. В зависимости от места в технологическом процессе термическую обработку подразделяют на предварительную и окончательную. Целью предварительной термической обработки (ПТО) является обеспечение необходимых технологических свойств (для обработки давлением, улучшения обрабатываемости резанием), улучшение структуры металла. Окончательная термическая обработка формирует необходимые эксплуатационные свойства. 26 2.1. Химическое действие нагревающей среды При нагреве в электрических и плазменных печах в процессе взаимодействия печной атмосферы с поверхностью нагреваемых заготовок и полуфабрикатов происходит окисление и обезуглероживание металла, что приводит к неконтролируемому изменению состава и свойств поверхностных слоев стальных деталей, снижению механических и эксплуатационных свойств. Под окислением понимают процесс, ведущий к образованию на поверхности нагреваемого металла окислов железа 2Fe + O2 → 2FeO. Это, в свою очередь, приводит к образованию окалины и потери металла (до 3 % массы обрабатываемых деталей), необходимости очистки поверхности, увеличению припусков на механическую обработку, также затрудняет получение высокой и равномерной твердости. Обезуглероживание – процесс, результатом которого является частичное или полное выгорание углерода в поверхностных слоях стали С + О2 → СО2. В обезуглероженном слое можно обнаружить изменения твердости (мягкие пятна) и структуры, в нем возникают растягивающие напряжения, что вызывает снижение прочности, твердости, износостойкости и предела выносливости, т. е. уменьшает срок службы деталей. Интенсивность окисления и обезуглероживания стали зависит от температуры, состава стали и состава окружающей среды. Так как эти процессы диффузионные, то с повышением температуры они ускоряются. Следует иметь в виду, что в составе печной атмосферы в зависимости от рода топлива и его сжигания кроме кислорода и углерода могут образовываться различные газы – водород, окись углерода, двуокись углерода, водяной пар и метан. Данные газовые среды по-разному влияют на металл. Водород оказывает обезуглероживающее воздействие, окись углерода и метан науглероживают металл. Водяной пар, двуокись углерода и кислород как окисляют, так и обезуглероживают. Для предотвращения окисления и обезуглероживания стальных деталей при термообработке используют различные приемы и методы. В индивидуальном и мелкосерийном производстве используют технологические покрытия и эмали на основе стеклообразующих веществ. 27 Наиболее универсальным промышленным методом является применение нейтральной (вакуума) или контролируемых (защитных) атмосфер. Для получения в печи нейтральной атмосферы необходимо иметь определенное соотношение науглероживающих, окисляющих, обезуглероживающих и восстанавливающих газов (рис. 2.1): СО Н О СН ; ; . СО Н Н Рис. 2.1. Кривые равновесия реакций Нейтральной средой является чистый азот, а также вакуум. Инертные газы (аргон, гелий) ввиду высокой стоимости и дефицитности при термической обработке практически не применяют. Контролируемые атмосферы представляют собой искусственные газовые атмосферы требуемого состава, получаемые в специальных установках из различных видов твердых, жидких или газообразных материалов. Применяемая контролируемая атмосфера должна иметь низкую стоимость, быть простой в приготовлении, не окислять и не обезуглероживать поверхность деталей при термической обработке. 28 2.2. Отжиг и нормализация стали Традиционно сложившееся понятие «отжиг» включает в себя операции термической обработки, отличающиеся друг от друга по режиму и направленные на восстановление равновесного состояния. Отжиг, как правило, является предварительной термической обработкой. На производстве используются два принципиально разных вида отжига – отжиг I рода и отжиг II рода. Различают следующие виды отжига – Отжиг I рода: • диффузионный отжиг (гомогенизация); • рекристаллизационный (низкий) отжиг; • отжиг для снятия внутренних напряжений. – Отжиг II рода: • полный отжиг; • неполный отжиг; • изотермический отжиг; • нормализация. Отжиг I рода может включать в себя процессы гомогенизации, рекристаллизации, снятия внутренних напряжений и снижения твердости, улучшения обрабатываемости. Как отмечалось выше, особенностью всех разновидностей отжига I рода является то, что они протекают независимо от того, происходят при этом или нет фазовые превращения. Диффузионный отжиг (гомогенизация) применяется с целью устранения в легированных сталях дендритной или внутрикристаллической ликвации. Следует понимать, что ликвация повышает склонность стали, обрабатываемой давлением, к анизотропии и хрупкому излому, т. е. понижает пластичность и вязкость легированной стали. Диффузионный отжиг также способствует более благоприятному распределению некоторых неметаллических включений вследствие их коагуляции и частичного растворения. Для равномерного протекания диффузионных процессов по всему сечению проводят длительный нагрев до очень высоких температур (1100 – 1200 °С). В зависимости от химсостава стали и массы садки продолжительность выдержки составляет 15 – 20 ч. Диффузионные процессы наиболее интенсивно протекают в начале выдержки, и с 29 течением времени наблюдается заметное снижение их активности, поэтому применение более длительных выдержек нецелесообразно. Однако при больших садках металла общая продолжительность гомогенизации, включая нагрев, выдержку и медленное охлаждение, может достигать более 50 – 100 ч. После выдержки металл охлаждают в печи до 800 – 820 °С, после чего охлаждение ведут на воздухе. В результате диффузионного отжига образуется крупнозернистая структура, которую можно устранить в процессе последующей обработки давлением или термической обработки. Рекристаллизационный (низкий) отжиг состоит в нагреве холоднодеформированной стали ниже точки Ас1, но выше температуры рекристаллизации с выдержкой при указанных температурах и последующем охлаждении на воздухе. Этих температур недостаточно для фазовой перекристаллизации, процессы, протекающие при этом, – рекристаллизация металла, что приводит к устранению наклепа после холодной обработки давлением. На производстве рекристаллизационный отжиг могут использовать как предварительную термическую обработку для увеличения пластичности металла, в качестве промежуточной операции для снятия наклепа, предупреждения появления трещин в стали в процессе холодной пластической деформации (прокатки, штамповки, волочения) или как окончательную операцию термической обработки для придания требуемых свойств. Основная цель рекристаллизационного отжига – снятие наклепа и внутренних напряжений в стальных заготовках в процессе холодной обработки давлением. Для низкоуглеродистых сталей, подвергаемых холодной обработке давлением, температура отжига составляет порядка 680 – 700 °С. В результате рекристаллизационного отжига образуется однородная мелкозернистая структура с невысокой твердостью и значительной вязкостью. Отжиг для снятия внутренних напряжений применяют для заготовок и деталей, в которых в процессе производства возникли остаточные напряжения, что может вызвать изменение их размеров, коробление и поводку как при дальнейшей обработке, так и в условиях эксплуатации и хранения. Главная цель – полная или частичная релаксация остаточных напряжений. 30 Температурный интервал отжига для снятия внутренних напряжений достаточно широк – 160 – 700 °С с последующим медленным охлаждением. Ряд деталей прецизионных станков, таких как ходовые винты, червяки, высоконапряженные зубчатые колеса и тому подобное, после основной механической обработки отжигают при 570 – 600 °С в течение 2 – 3 ч, а после окончательной механообработки для снятия напряжений после шлифовки – при 160 – 180 °С в течение 2 – 2,5 ч. Отжиг для снятия сварочных напряжений проводят при 650 – 700 °С [15, с. 193]. Отжиг II рода основан на фазовой перекристаллизации, заключается в нагреве стали до температуры выше критических точек Ас1 и Ас3, выдержке при этих температурах и последующем, как правило, медленном охлаждении. Как указывалось выше, отжиг II рода включает в себя следующие виды: полный отжиг, неполный отжиг, изотермический отжиг и нормализацию. Полный отжиг – это нагрев доэвтектоидной стали выше линии Ас3 на 30 – 50 °С с выдержкой при этой температуре до полной перекристаллизации металла и последующем медленном охлаждении (вместе с печью). Как правило, его применяют с целью измельчения зерна и получения однородной мелкозернистой структуры. Значительное повышение температуры нагрева выше точки Ас3 приведет к росту зерна аустенита, а вследствие этого – к снижению ударной вязкости. После полного отжига сталь обладает низкой прочностью и твердостью при достаточно высокой пластичности, внутренние напряжения при этом снимаются полностью. В большинстве случаев полный отжиг является предварительной термической обработкой и облегчает последующую обработку стальных заготовок, поэтому ему подвергаются стали до механической обработки. Неполный отжиг состоит из нагрева стали выше линии Ас1 на 30 – 50 °С, выдержки при этой температуре и последующем медленном охлаждении. Как правило, отжиг проводится в доэвтектоидных сталях, когда нет необходимости в изменении расположения ферритной составляющей. В результате фазовых превращений при нагреве и охлаждении образуется мелкозернистый перлит, а зерна феррита не изменяются. Неполный отжиг доэвтектоидных сталей более экономичен в сравнении с полным, но возможен лишь при не слишком крупнозернистой исходной структуре, внутренние напряжения при этом снимаются полностью. 31 Неполный отжиг широко применяют для заэвтектоидных сталей. Для этого сталь нагревают лишь немного выше линии Ас1 (10 – 30 °С), что приведет к практически полной перекристаллизации и образованию зернистого (сфероидного) перлита вместо пластинчатого. Такой отжиг называют сфероидизирующим, или сфероидизацией. Сталь, имеющая такую структуру, обладает большей пластичностью, меньшей твердостью, хорошо обрабатывается резанием в сравнении со сталями, прошедшими полный отжиг. Изотермический отжиг заключается в нагреве стали на 30 – 50 °С выше линии Ас3, выдержке при этой температуре, последующем сравнительно быстром охлаждении до температуры на 30 – 100 °С ниже Аr1 (обычно 660 – 680 °С). Далее производят изотермическую выдержку до полного распада аустенита (3 – 6 ч), после чего металл охлаждают с любой скоростью. Основное преимущество изотермического отжига заключается в сокращении длительности процесса по сравнению с полным отжигом и получении более однородной структуры. Данному виду отжига, как правило, подвергаются легированные стали. Для некоторого укрупнения зерна с целью улучшения последующей механической обработки температуру отжига могут поднимать до 930 – 950 °С. Нормализация (нормализационный отжиг) – это нагрев стали выше Ас3 или Аст, выдержка и последующее охлаждение на спокойном воздухе. Ввиду того, что охлаждение при нормализации происходит быстрее, чем при отжиге, частицы цементита оказываются дисперснее. Нормализация широко применяется для исправления структуры перегретой (видманштеттовой структуры) стали после горячей обработки металла давлением, а также для устранения цементитной сетки в заэвтектоидных сталях. Для низкоуглеродистых сталей разницы в свойствах после нормализации и отжига практически нет. Тогда как в среднеуглеродистых сталях нормализация дает бóльшую твердость, поскольку образуется сорбитообразный перлит или сорбит со свободным ферритом, поэтому заменить отжиг нормализация не может. При изготовлении неответственных деталей целесообразнее провести нормализацию. Если требования к свойствам деталей, изготовленных из среднеуглеродистых и высокоуглеродистых доэвтектоидных сталей, не высоки, то нормализация может быть использована как окончательная термическая обработка. 32 По сравнению с отжигом нормализация является более экономичным технологическим процессом, так как нагревательные печи используются только при нагреве и выдержке, во время охлаждения печи свободны. Следует обратить внимание на то, что на результат отжига и нормализации оказывает влияние не только температура нагрева, скорость нагрева также приобретает большое значение при термообработке массивных изделий. Это связано с тем, что разница в температурах внутренних и наружных частей изделия увеличивается. Также необходимо учитывать, что увеличение содержания углерода в стали приводит к снижению ее теплопроводности, что потребует более медленного нагрева во избежание возникновения внутренних напряжений. Выдержка после нагрева до заданной температуры должна обеспечить прогрев всего изделия и завершение протекающих при этом процессов. 2.3. Закалка стали Одним из наиболее распространенных видов термической обработки является закалка. Ее выполняют с целью получения неравновесных структур, обеспечивающих более высокую прочность и твердость. Закалка представляет собой нагрев стали до аустенитного или аустенитно-карбидного состояния, выдержку в течение времени, необходимого для завершения фазовых превращений, и охлаждение со скоростью выше критической для получения мартенситной структуры. Закалка, как и отжиг II рода, основана на фазовых превращениях, протекающих при нагреве и охлаждении. 2.3.1. Виды закалки В зависимости от температуры нагрева различают полную и неполную закалку: 1) полная закалка – это нагрев выше линий Аc3 и Асm на 30 – 50 °С, выдержка и последующее быстрое охлаждение; 2) неполная закалка – это нагрев выше линии Аc1 на 30 – 50 °С, выдержка и последующее быстрое охлаждение. 33 При полной закалке доэвтектоидную углеродистую сталь следует нагревать на 30 – 50 °С выше линии Ас3. В результате закалки с такой температуры образуется мартенситная структура с некоторым количеством остаточного аустенита (рис. 2.2). Характерный признак мартенситной структуры – ориентированная игольчатая структура, имеющая высокую твердость (свыше 60 НRC). Изменение свойств при закалке является результатом образования неравновесных структур. Снижение температуры нагрева под закалку доэвтектоидной углеродистой стали ниже линии Ас3, выше линии Ас1, приведет к сохранению ферритной составляющей. В результате такой закалки образуется неоднородная структура с недостаточной твердостью, поэтому неполную закалку для доэвтектоидных сталей практически не применяют. Исключением являются детали, получаемые листовой штамповкой из низколегированных низРис. 2.2. Мелкоигольчатый коуглеродистых сталей. Образовавшаяся мартенсит при этом структура, состоящая из высокопластичной ферритной матрицы с небольшими участками упрочняющей фазы мартенсита (20 – 30 %), обеспечит хорошую штампуемость. При неполной закалке заэвтектоидные стали, так же как и эвтектоидную сталь, нагревают на 30 – 50 °С выше линии Ас1. Основная цель такой закалки – сохранение цементитной составляющей. После охлаждения получается двухфазная структура – мартенсит и нерастворимые частицы карбидов (цементит). Наличие округлых включений цементита увеличивает твердость и износостойкость стали, что и требуется от инструментальных материалов. Так как нагрев производится ниже линии Асm, это ведет к уменьшению роста зерна и некоторому снижению внутренних напряжений. Необходимо отметить, что наиболее благоприятной является такая структура заэвтектоидных сталей, в которой включения цементита имеют зернистую форму, т. е. цементитная сетка по границам зерен недопустима вследствие увеличения хрупкости стали. Для этого перед закалкой заэвтектоидные стали подвергают сфероидизации. 34 Повышение температуры нагрева под закалку выше линии Асm приводит к растворению избыточного цементита, а после охлаждения – к увеличению остаточного аустенита в мартенситной структуре. С увеличением содержания углерода в стали количество остаточного аустенита повышается, а вследствие более высокой температуры закалки происходит образование крупных игл мартенсита. Все это приводит к снижению механических свойств, поэтому для заэвтектоидных сталей следует рекомендовать неполную закалку как обеспечивающую более высокие эксплуатационные свойства и экономически более выгодную. Следует понимать, что температура нагрева под закалку зависит от состава стали. Для высоколегированных сталей температура нагрева может значительно превышать (на 150 – 250 °С) критические точки Аc3 и Ас1. Это вызвано тем, что в их составе присутствуют специальные карбиды, которые надо перевести в твердый раствор для получения требуемой легированности аустенита. 2.3.2. Закаливаемость и прокаливаемость стали Под закаливаемостью понимают способность стали повышать твердость в результате закалки. Она характеризуется максимальным значением твердости, которую сталь приобретает в результате оптимальной закалки. Закаливаемость стали определяется главным образом содержанием углерода: чем больше в мартенсите углерода, тем выше его твердость. Стали, содержащие менее 0,3 % углерода, мало упрочняются при закалке и считаются не обладающими закаливаемостью. Наличие легирующих элементов в стали оказывает незначительное влияние на закаливаемость. Прокаливаемость – способность стали получать закаленный слой с мартенситной (рис. 2.3, а) или полумартенситной (троосто-мартенситной) структурой и высокой твердостью на глубину проникновения закаленной зоны. При закалке массивных деталей необходимая критическая скорость охлаждения достигается лишь в поверхностном слое. Структура поверхностного слоя является мартенситной или троосто-мартенситной. Тогда как слои металла, лежащие в глубине детали, охлаждаются медленно, и аустенит в них успевает распадаться в троостит, сорбит и даже перлит (рис. 2.3, б). 35 Рис. 2.3. Структура стали после закалки (заштрихована закаленная зона с мартенситной структурой) На рис. 2.4, а показано пунктирной линией распределение по сечению скорости охлаждения при закалке. У поверхности скорость охлаждения максимальная, а в центре – минимальная (рис. 2.4, б). а) б) Рис. 2.4. Влияние скорости охлаждения на прокаливаемость Чем медленнее происходит превращение аустенита в перлит, чем правее расположены линии на диаграмме изотермического распада аустенита, тем глубже прокаливаемость. 36 На скорость распада аустенита влияют следующие факторы: – состав аустенита. Все элементы, растворимые в аустените (за исключением кобальта), замедляют превращение; – нерастворенные частицы (карбиды, оксиды, интерметаллические соединения). Эти частицы ускоряют превращение, так как являются дополнительными центрами кристаллизации; – неоднородный аустенит. Он быстрее превращается в перлит; – размер зерна аустенита. Увеличение зерна замедляет превращение. Согласно ГОСТ 5657-90 (СТ СЭВ 475-88) прокаливаемость характеризуется марочной полосой прокаливаемости, определяемой граничными кривыми, установленными для нескольких плавок данной марки стали (рис. 2.5). Рис. 2.5. Полоса прокаливаемости Прокаливаемость определяется по торцевой пробе, показателем глубины закаленного слоя является расстояние от поверхности вглубь до слоя со структурой ~ 90 % мартенсита (сквозная закалка) или слоя со структурой 50 % мартенсита + 50 % троостита (полумартенситная зона). Твердость полумартенситной зоны при различном содержании углерода в сталях представлена в табл. 2.1. Таблица 2.1 Влияние углерода на твердость полумартенситной зоны Содержание углерода, % Твердость HRC 0,18 – 0,22 25 0,23 – 0,27 30 0,28 – 0,32 35 37 0,33 – 0,42 40 0,43 – 0,52 45 0,53 – 0,62 50 В табл. 2.2 и 2.3 приведены данные по прокаливаемости стали 40Х и 40XHMA. Таблица 2.2 Прокаливаемость стали 40Х Расстояние от торца, мм 1,5 4,5 6 7,5 10,5 13,5 16,5 Примечание 19,5 24 30 Закалка 860 °С Твердость для 20,5 – 48 – 45,0 – 39,5 – 35,0 – 31,5 – 28,5 – 27,0 – 24,5 – 22,0 – полос прокали60,5 59 57,5 57,0 53,5 50,5 46,0 42,5 39,5 37,5 ваемости HRC Таблица 2.3 Прокаливаемость стали 40ХНМА Расстояние от торца, мм 1,5 3 6 9 12 15 21 27 Примечание 33 42 Закалка 840 °С 49,0 – 40,5 – 50 – 50,0 – 49 – 48 – 45 – 41,5 – 41,0 – 36,5 – Твердость для полос 59,5 60,0 60 59,5 59 58 56 53,0 50,5 48,5 прокаливаемости HRC Для практической оценки прокаливаемости используют величину, которая называется критическим диаметром. Критический диаметр – это максимальный диаметр цилиндрического образца (прутка), прокаливающегося насквозь. Прокаливаемость зависит не от содержания углерода, а от наличия легирующих элементов, чем в основном оправдана необходимость использования более дорогостоящих легированных сталей. Однако легирующие элементы повышают прокаливаемость, только если они растворены в аустените. Значение критического диаметра прокаливаемости стали 40ХНМА приведены в табл. 2.4. Таблица 2.4 Значения критического диаметра прокаливаемости стали 40ХНМА Количество Критический диаметр Критический диаметр мартенсита, % в воде, мм в масле, мм 50 153 114 90 137 – 150 100 – 114 38 Твердость HRC 44 – 47 49 – 53 2.3.3. Охлаждение при термической обработке Охлаждение при термообработке проводится в печах, на воздухе, в воде, минеральных маслах, растворах и расплавах, а также в специальных закалочных средах, например в полимерных. В процессе охлаждения в закалочных средах после погружения практически сразу образуется пленка перегретого пара (паровая рубашка), температура на поверхности обрабатываемой детали падает до 700 – 600 °С, и охлаждение замедляется. По достижении определенной температуры, зависящей от состава среды, паровая рубашка разрывается, охлаждающая жидкость кипит на поверхности детали, и охлаждение ускоряется. При охлаждении закаливаемой стали в жидкой среде (кипящие жидкости – вода, масло, водные растворы) принято выделять три периода, характеризующихся разной скоростью охлаждения. Первый период – пленочное кипение, характеризуется замедленным охлаждением, так как паровая рубашка препятствует теплопередаче. Второй период – пузырчатое кипение, отличается быстрым охлаждением вследствие разрушения паровой рубашки. Третий период – конвективный теплообмен, характеризуется снижением температуры ниже температуры кипения жидкой среды. Охлаждающая среда тем эффективней, чем шире интервал стадии пузырчатого кипения. На производстве для увеличения скорости охлаждения в перлитном интервале могут применять растворы солей и щелочей. Следует иметь в виду, что для получения структуры мартенсита в большинстве случаев требуется умеренное охлаждение при высоких температурах, быстрое – в интервале температур Ас1 – Мн. В зоне температур мартенситного превращения Мн – Мк, т. е. ниже 240 °С, выгоднее замедлить охлаждение во избежание коробления деталей. Общие требования к закалочным средам: – обеспечение охлаждения со скоростью выше критической; – стабильность свойств при работе в требуемом интервале температур и при хранении; – отсутствие чрезмерных закалочных деформаций во всей температурной области; – наличие эксплуатационной стойкости и высокого сопротивления термическому разложению и окислению; 39 – инертность – отсутствие или весьма малое химическое взаимодействие с поверхностью охлаждаемых изделий или резервуаров закалочных устройств; – легкая удаляемость с поверхности изделий при промывке или очистке; – небольшая вязкость, которая обеспечит перекачку среды насосами от мест хранения к охлаждающим устройствам; – безвредность и безопасность при работе, т. е. соответствие требованиям токсичности, возгораемости, защиты природной среды и т. п.; – недефицитность, невысокая стоимость. Правильный выбор закалочной среды имеет определяющее значение для успешного проведения закалки. Наиболее распространены следующие закалочные среды: вода, 5 – 10%-ный водный раствор едкого натра или поваренной соли и минеральное масло. Для закалки углеродистых сталей, как правило, применяют воду с температурой 18 °С, а для закалки большинства легированных сталей – масло. Вода как охлаждающая среда имеет существенные недостатки. Основными из них являются высокая скорость охлаждения в области температур мартенситного превращения, что может привести к образованию закалочных дефектов (трещин, короблений и т. п.), и ухудшение закалочной способности при увеличении температуры воды. Применение масла позволит уменьшить вероятность возникновения закалочных дефектов вследствие меньшей скорости охлаждения в мартенситном интервале температур, и обеспечит постоянство закаливающей способности в достаточно широком интервале температур (20 – 150 °С). Однако масло имеет недостаточную стабильность и низкую охлаждающую способность в области температур перлитного превращения, повышенную воспламеняемость и высокую стоимость. В табл. 2.5 [31] приведены скорости охлаждения в различных средах. Таблица 2.5 Скорость охлаждения сталей в различных закалочных средах, °С/с Интервал температур, °С Закалочная среда Вода, 18 °С Вода, 50 °С 40 650 – 550 300 – 200 600 100 270 270 Окончание табл. 2.5 Интервал температур, °С Закалочная среда 10%-ный раствор NaOH в воде 10%-ный раствор NaCl Минеральное масло Спокойный воздух Полимерная закалочная среда ПК-2 Полимерная закалочная среда ВП-3 650 – 550 300 – 200 1200 1100 100 – 150 3 300 – 550 300 – 550 300 300 20 – 50 1 50 – 100 50 – 100 Кроме этого, в качестве охлаждающих сред для термообработки массивных деталей могут быть использованы водовоздушные смеси. Металлические расплавы (олово, свинец и сплавы на их основе) имеют широкий диапазон рабочих температур (190 – 1000 °С), но их применение экономически неэффективно. 2.3.4. Способы закалки Выбор оптимального способа охлаждения при закалке, в первую очередь, определяется требованием получения наибольшей прокаливаемости, при этом необходимо минимизировать величину остаточных внутренних напряжений, возникающих в процессе закалки. Следовательно, выбор способа закалки зависит от состава стали, формы и размера детали. Увеличение содержания углерода в стали вызывает большую вероятность возникновения деформаций, трещин и других дефектов. Это вызвано ростом объемных изменений при превращениях. При закалке массивных деталей и деталей сложной формы также могут возникать большие внутренние напряжения из-за различия в сечениях детали. На практике закалку выполняют различными способами (рис. 2.6): – закалка в одном охладителе, – закалка с подстуживанием, – закалка в двух охладителях, – ступенчатая закалка, – изотермическая закалка. 41 Рис. 2.6. Способы закалки Закалка в одном охладителе – наиболее простой способ закалки. Для этого термообрабатываемую деталь погружают в закалочную среду, в которой она остывает до полного охлаждения. Данный способ закалки, в особенности углеродистых сталей, сопровождается наибольшим объемом брака из-за образования трещин и коробления. Поэтому этим способом закаливают детали несложной формы из углеродистых и легированных сталей. Иногда крупные детали несложной формы подвергают струйчатой закалке, т. е. охлаждают струей воды. Это позволяет предотвратить появление паровой рубашки, что обеспечивает более глубокую прокаливаемость по сравнению с простым охлаждением в воде. Закалка с подстуживанием применяется с целью уменьшения внутренних напряжений, возникающих в термообрабатываемой детали при проведении закалки. При этом деталь погружают в закалочную среду не сразу, а некоторое время охлаждают на воздухе, «подстуживают». При подстуживании температура детали не должна упасть ниже критической точки, поэтому проведение такого способа закалки требует большого мастерства термиста. 42 Закалка в двух охладителях характеризуется тем, что деталь сначала погружают в быстро охлаждающую среду, что позволяет быстро проходить интервал малой устойчивости аустенита, затем деталь переносят в медленно охлаждающую среду. Как правило, первое охлаждение проводят в воде, а затем деталь можно перенести в масло или на воздух. Ввиду того что охлаждение в мартенситном интервале протекает медленно, оно способствует уменьшению внутренних напряжений. Однако при этом трудно и определить время пребывания детали в первой охлаждающей среде, поэтому такой способ закалки требует хорошей отладки процесса и высокой квалификации термиста. В двух охладителях закаливают инструмент, изготовленный из высокоуглеродистых сталей. Точное регулирование времени выдержки в первой охлаждающей среде достигается при ступенчатой закалке. Этого добиваются путем быстрого охлаждения в горячей среде, например в соляной ванне или расплавленном металле. При указанном способе закалки термообрабатываемую деталь выдерживают в закалочной среде, имеющей температуру немного выше мартенситной точки (30 – 50 °С) для данной стали. При охлаждении и выдержке в этой среде закаливаемая деталь во всех точках сечения должна приобрести температуру закалочной среды, после этого следует медленное охлаждение, во время которого происходит мартенситное превращение. При этом способе закалки снижаются внутренние напряжения первого рода, поэтому уменьшается и закалочная деформация. Недостаток такого способа заключается в ограничении размеров деталей. Максимальный размер деталей из углеродистых сталей, обрабатываемых данным способом, составляет около 10 мм, легированных – 20 – 30 мм. В отличие от ступенчатой закалки при изотермической закалке охлаждение ведется в горячей закалочной среде до полного распада аустенита. При этом способе закалки образуется структура не мартенсита, а бейнита, отличающегося высокой твердостью при несколько меньшей хрупкости, чем у мартенсита. Изотермической закалке, как и ступенчатой, подвергают детали малых сечений. Закалочная среда определяет скорость охлаждения при закалке. Быстрее всего охлаждают водные растворы солей и щелочей, затем – холодная вода, еще медленнее – минеральные масла, горячая вода и эмульсии (табл. 2.5). Подбирая и комбинируя охлаждающие среды, можно добиваться различных скоростей охлаждения. 43 На качество закалки также влияет способ погружения деталей в охладитель. Мелкие детали можно погружать в любом положении, длинные и крупные – только вертикально. Закалка не является окончательной операцией термической обработки. Для снижения внутренних напряжений, возникших в результате закалки, и получения требуемых механических свойств стальные детали обязательно подвергают отпуску. 2.4. Отпуск стали Отпуск, как правило, является окончательной операцией и заключается в нагреве закаленной стали до температуры ниже точки Ас1, выдержке при заданной температуре с последующим охлаждением. В результате такой термообработки частично уменьшаются или полностью снимаются внутренние напряжения, возникшие в процессе закалки. Чем выше температура отпуска, тем в большей степени снимаются внутренние напряжения. Скорость охлаждения после отпуска также влияет на величину напряжений. Чем медленнее охлаждение, тем меньше остаточных напряжений. В процессе отпуска происходят структурные изменения, вследствие этого деталь приобретает требуемые свойства. Основное влияние на свойства стали оказывает температура отпуска. Влияние температуры отпуска на твердость углеродистых сталей представлено на рис. 2.7. В зависимости от температуры нагрева закаленной стали различают низкий, средний и высокий отпуск. Температура отпуска Рис. 2.7. Зависимость определяется требуемыми свойствами. твердости углеродистых Если от детали требуется высокая сталей от температуры твердость, а в процессе эксплуатации она не отпуска испытывает значительных динамических нагрузок, то назначается низкий отпуск при температуре 120 – 250 °С. При этом снижаются закалочные макронапряжения, мартенсит закалки переходит в отпущенный мартенсит (мартенсит отпуска), повышается 44 прочность, незначительно улучшается вязкость без заметной потери твердости (58 – 63 HRC). Низкому отпуску подвергают инструмент, изготовленный из углеродистых и низколегированных сталей, детали после поверхностной закалки, цементации, нитроцементации, цианирования и закалки ТВЧ. Продолжительность такого отпуска составляет 1 – 2,5 ч, для массивных деталей и измерительного инструмента назначают более длительную выдержку. Средний отпуск определяется нагревом до температур 350 – 450 °С. Целью такого отпуска является значительное увеличение предела упругости, выносливости и релаксационной стойкости при сохранении достаточно высокой твердости, поэтому его, как правило, применяют для стальных пружин, рессор и упругих элементов приборов. Структура стали после среднего отпуска – троостит отпуска или троостомартенсит, твердость троостита составляет 40 – 45 HRC. В результате такого отпуска обеспечивается практически полное снятие остаточных напряжений. Для увеличения предела выносливости охлаждение после отпуска 400 – 450 °С рекомендуют проводить в воде, это вызвано образованием сжимающих остаточных напряжений на поверхности стальных деталей. Высокий отпуск проводят при температурах 500 – 650 °С, при этом достигается наилучшее соотношение прочности и вязкости стали. Такой вид отпуска широко применяется для деталей из машиностроительных сталей (0,35 – 0,5 % С), работающих в условиях высоких напряжений. Структура стали после высокого отпуска – сорбит отпуска, твердость находится в пределах 250 – 350 НВ, прочность по сравнению с закаленным состоянием понижается в 1,5 – 2 раза, однако при Рис. 2.8. Зависимость этом в несколько раз увеличиваются механических свойств стали 40 от температуры отпуска пластичность и вязкость (рис. 2.8). 45 Термическая обработка, состоящая из закалки и последующего высокого отпуска, улучшает общий комплекс механических свойств. Такая двойная операция называется улучшением. Данная обработка в сравнении с нормализацией повышает предел прочности, предел текучести, относительное сужение, но в особенности ударную вязкость. Отпуск при 550 – 600 °С в течение 1 – 2 ч практически полностью снимает закалочные напряжения. Для массивных деталей время отпуска может быть увеличено до 6 ч и более. При выборе температур отпуска следует учитывать отпускную хрупкость, которая может появиться в сталях при медленном охлаждении после отпуска. Различают два вида отпускной хрупкости (рис. 2.9). Первый вид отпускной хрупкости (необратимая отпускная хрупкость) – хрупкость I рода, она наблюдается в температурном интервале 250 – 400 °С (~ 300 °С) и проявляется в той или иной степени как в углеродистых, так и в легированных сталях. Причиной такой хрупкости является неравномерность распада мартенсита внутри зерна и по границам зерен во время отпуска. Данный вид отпускной хрупкости не исправляется повторным отпуском, поэтому отпуск в области температур интенсивного развития хрупкости I рода не проводят. Рис. 2.9. Влияние температуры отпуска на ударную вязкость 46 Второй вид отпускной хрупкости (необратимая отпускная хрупкость) – хрупкость II рода, которая проявляется в некоторых сталях, легированных хромом, марганцем, никелем, при температурах ~ 500 °С. Быстрое охлаждение способно полностью устранить данный вид отпускной хрупкости, поэтому охлаждение ведут не на воздухе, а в масле, для массивных деталей применяют охлаждение в воде. В сталях, легированных даже небольшим количеством молибдена и вольфрама, данный вид отпускной хрупкости не проявляется. 2.5. Старение стали Под старением стали понимают изменение ее свойств с течением времени. Причина старения стали заключается в переменной растворимости углерода в α-железе, т. е. в пересыщении углеродом феррита. В процессе старения происходит скопление атомов углерода у дислокаций, также может наблюдаться выделение из феррита избыточных фаз, в частности, карбидов, нитридов и др. Такие процессы заметно протекают в низкоуглеродистых сталях. Склонность стали к старению снижается при легировании алюминием, титаном или ванадием. В результате старения повышаются прочность, порог хладноломкости и снижается сопротивление хрупкому разрушению. Старение может происходить при температуре 20 °С (естественное старение) или при нагреве до температур 100 – 170 °С в течение 18 – 35 ч (искусственное, или термическое, старение). Нагрев существенно ускоряет процесс старения. На рис. 2.10 показано из- Рис. 2.10. Изменение твердости закаленной с 730 оС низкоуглеродистой стали менение твердости закаленной (0,06 % С) в зависимости от с 730 °С низкоуглеродистой стали (0,06 % С) в зависимости температуры и длительности старения от температуры и длительности старения. 47 Кроме того, у низкоуглеродистых сталей после холодной обработки давлением наблюдается деформационное старение, которое ухудшает штампуемость стали. Деформационное старение при 20 °С развивается в течение 15 – 16 сут, с увеличением температуры время значительно сокращается. Склонность сталей к старению может быть снижена за счет их раскисления. В сталях возможно одновременное протекание термического и деформационного старений – термодеформационное старение. Следует отметить, что по истечении длительного времени возможно изменение размеров закаленных деталей, изготовленных из высокоуглеродистой стали. Для стабилизации напряженного состояния рекомендуют проводить искусственное старением при 125 – 150 °С с выдержкой 25 – 30 ч. При этом обработку целесообразно вести в следующей технологической последовательности: закалка, низкий отпуск, предварительное шлифование, старение, чистовое шлифование. Если необходимо после закалки сохранить более высокую твердость, старение рекомендуют проводить при 125 – 130 °С. 2.6. Термомеханическая обработка Термомеханическая обработка металлов заключается в сочетании операций пластической деформации металла и термического воздействия, целью которого является формирование требуемой структуры обрабатываемого металла. Такая обработка позволяет достичь высокого комплекса механических свойств сталей и сплавов. На производстве ТМО стали в основном ведется тремя способами: – высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО); – низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО); – предварительная термомеханическая обработка (ПТМО). По первому способу (рис. 2.11, а) сталь нагревают выше точки Ас3, т. е. до полной перекристаллизации. При этом образуется аустенитная структура. Затем металл деформируют, степень деформации составляет 30 – 50 %. Большая степень деформации ведет к развитию рекристаллизации, что повлечет снижение прочности и твердости стали. Во избежание развития рекристаллизации сразу после деформации следует немедленная закалка с последующим низкотемпературным 48 отпуском при 150 – 300 °С. После ВТМО стали приобретают высокую прочность и пластичность, также уменьшается склонность металла к образованию трещин. Развитие технологии ВТМО привело к созданию новой разновидности данного способа – высокотемпературной термомеханической изотермической обработки (ВТМИзО), в которой высокотемпературная деформация (более 30 %) сочетается с изотермическим превращением. Следует отметить, что распад деформированного металла можно вести как в изотермических условиях, так и при непрерывном охлаждении, так, например, наилучшие свойства были получены на стали У8 при скорости охлаждения 30 °С/с. Полуфабрикаты, обработанные по этой схеме, характеризуются повышенными свойствами. Упрочнение достигается вследствие измельчения аустенитного зерна и получения в результате перлитного превращения мелких субколоний перлита. Однако этот процесс не получил распространения из-за необходимости применения мощного деформирующего оборудования и сложности схемы обработки. При НТМО (рис. 2.11, б) сталь деформируют в области относительной устойчивости переохлажденного аустенита, т. е. при температуре 400 – 600 °С. Температура должна быть ниже температуры рекристаллизации, но выше точки Мн. Степень деформации – 75 – 90 %. Сразу после деформации, как и в предыдущем случае, следует немедленная закалка в масле с последующим низкотемпературным отпуском при 150 – 300 °С. НТМО еще больше повышает прочностные свойства стали. Однако при этом сохраняется отпускная хрупкость и требуется дорогостоящее оборудование для обеспечения таких высоких степеней деформации. Современной разновидностью НТМО является термомеханическая обработка с деформацией во время перлитного превращения (ТМИзО). При этом сталь нагревают до аустенитного состояния, выдерживают, переохлаждают до температур перлитного превращения (600 – 650 °С) и деформируют во время превращения. Деформирование проводят в несколько проходов, суммарное сжатие составляет до 70 %. Также 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. Данный процесс часто называют еще «изоформинг». 49 а) б) Рис. 2.11. Схема термомеханической обработки стали: а – высокотемпературная термомеханическая обработка; б – низкотемпературная термомеханическая обработка ПТМО применяется реже, чем ВТМО и НТМО, она основана на возможности повышения механических свойств путем частичного наследования упрочнения, созданного пластической деформацией, продуктами закалки. ПТМО проводится по схеме: холодная пластическая деформация → дорекристаллизационный нагрев (обеспечивает 50 полигонизацию) → закалка со скоростного нагрева → отпуск. Перед деформированием сталь имеет ферритно-цементитную структуру. В процессе холодной деформации повышается плотность дислокаций, а при дорекристаллизационном нагреве создается полигонизованная структура феррита. В результате закалки со скоростным нагревом и короткой выдержкой кристаллы мартенсита получаются фрагментированными. ПТМО отличается от ВТМО тем, что между холодной деформацией и нагревом под закалку есть разрыв по времени, что значительно упрощает технологический процесс ПТМО. В качестве метода пластического деформирования при ПТМО рекомендуют использовать прокатку и волочение, которые обеспечивают образование дислокационной структуры, очень устойчивой при нагреве. Чаще всего применяют ВТМО, которая уменьшает склонность металла к образованию трещин. При обычной термической обработке сталь имеет временное сопротивление, которое при растяжении составляет 2000 – 2200 МПа, а после ТМО σвр = 2200 – 3000 МПа, при этом пластичность увеличивается в два раза (удлинение с 3 – 4 % повышается до 6 – 8 %). 2.7. Дефекты, возникающие при термической обработке стали В процессе термической обработки могут возникать различного рода дефекты. В большинстве случаев причины появления дефектов, возникающих после термообработки, непосредственно связаны с этим процессом: нарушение технологических режимов, неправильный выбор атмосферы и др. Другими причинами могут являться ошибки при конструировании деталей, неправильный выбор материала и т. п. К общим дефектам, которые могут возникнуть при отжиге II рода и закалке, относятся: окисление (окалинообразование), обезуглероживание, недогрев, перегрев и пережог. Окисление и обезуглероживание вызваны химическим воздействием нагревающей среды (см. п. 2.1). Под недогревом понимается нагрев стали ниже критической температуры. Например, если произойдет недогрев доэвтектоидной стали (ниже точки Ас3), то в ее структуре сохранится ферритная составляющая, а это приведет к снижению твердости закаленной стали. Данный дефект устраняется повторной термической обработкой по правильным режимам. 51 Перегрев заключается в интенсивном росте зерна из-за нагрева стали намного выше критической температуры, что приводит к возникновению крупнозернистой структуры, а вследствие этого – к снижению уровня ударной вязкости. Такой вид брака может наблюдаться и при нормальной температуре, в случае если дана очень длительная выдержка. Исправить перегрев, возникший при отжиге, можно нормализацией. В результате перегрева при закалке образуется крупноигольчатый мартенсит, что снижает механические свойства. Сталь, перегретую при закалке, подвергают отжигу и повторно закаливают. Пережог наблюдается при нагреве стали до температур, близких к температуре начала плавления. При этом происходят окисление и частичное оплавление по границам зерен, что приводит к хрупкости стали. Пережог является неустранимым браком, детали направляют на переплавку. Кроме этого, неправильно проведенная закалка может привести к возникновению следующих дефектов: деформации, короблению, трещинам, образованию мягких пятен, недостаточной твердости, повышенной хрупкости. Деформация стальных деталей возникает при закалке в результате изменения удельного объема структурных составляющих при фазовых превращениях при нагреве и охлаждении, а также из-за изменения их формы и размеров под действием термических и структурных напряжений. Структурными, или фазовыми, напряжениями называются внутренние напряжения, которые возникают между отдельными элементами структур, проявляющиеся при нагреве и охлаждении вследствие неодинакового протекания фазовых превращений по объему деталей с изменением удельного объема. Такие напряжения возникают между отдельными фазами ввиду того, что у них разные коэффициенты линейного расширения, или из-за образования новых фаз, имеющих неодинаковые объемы. Термические напряжения наблюдаются при нагреве или охлаждении в связи с неодновременным изменением температуры по сечению. На рис. 2.12 представлена деформация тел простой формы при нагреве и охлаждении под воздействием термических (а) и структурных (б) напряжений. 52 Так же как и деформация, коробления и трещины возникают вследствие действия напряжений. Короблением называется несимметричная деформация деталей. Следует понимать, что на деформацию и коробление в первую очередь оказывают влияние форма и размеры изделий. Так как коробление длинных и тонких деталей трудно устранить, то их закалку следует проводить в зажатом состоянии (в приспособлениях, штампах и т. п.). а) б) Рис. 2.12. Деформация тел простой формы при нагреве и охлаждении под воздействием напряжений: а – термических; б – структурных В зависимости от геометрии изделия делятся на стержнеобразные (изделия удлиненной формы), плоские и объемные. По устойчивости деталей к действию остаточных напряжений выделяют пять категорий жесткости: массивные (валы, оси, плиты, колеса) – l ׃d ≤ 5, повышенной жесткости – l ׃d = 5 – 10, средней жесткости – l ׃d = 10 – 15, малой жесткости – l ׃d = 25 – 40, весьма малой жесткости – l ׃d > 40, где l – наибольший размер изделия, d – наименьший размер. При необходимости по общепринятой методике устанавливают количественную оценку технологической жесткости и определяют категорию. Под трещиной понимается нарушение сплошности металлических материалов. 53 Причины образования закалочных напряжений: – наличие металлургических дефектов, возникающих при отливке и прокатке заготовок: раковин, флокенов, пористости и т. п.; – резкое охлаждение или нагревание, при наличии концентраторов напряжений, таких как острые углы и кромки, резкие переходы от толстых сечений к тонким, неметаллические включения; – отсутствие отпуска для снятия внутренних напряжений сразу после закалки. Трещины являются неисправимым браком. На практике для их предотвращения рекомендуются следующие мероприятия: – на этапе конструирования изделия в деталях, которые будут подвергаться термической обработке, нельзя допускать острых углов, резких выступов и переходов от одного сечения к другому; – медленное охлаждение в мартенситном интервале температур путем ступенчатой закалки, изотермическая закалка и немедленное выполнение отпуска сразу после закалки. Недостаточная твердость закаленной детали объясняется, как правило, недогревом (низкая температура в печи, недостаточная выдержка при правильной температуре в печи) или недостаточно интенсивным охлаждением. Образование мягких пятен также является следствием недостаточного прогрева или недостаточно интенсивного охлаждения. Мягкие пятна могут появляться и из-за неправильно проведенной закалки, в частности, образование феррита в доэвтектоидных сталях при полной закалке показывает, что произошло подстуживание стали. Кроме того, образование мягких пятен вызывает неоднородность исходной структуры, чтобы избежать этого, рекомендуется проведение предварительной термической обработки (нормализации), создающей более однородную структуру. При закалке с более высоких, чем это требуется, температур вследствие значительного роста зерен аустенита возможно появление дефекта, который называется повышенной хрупкостью. Такой дефект обнаруживается механическими испытаниями по излому или по микроструктуре. Устраняют дефект повторной закалкой от нормальных температур для данной стали. 54 Контрольные вопросы 1. Что понимается под технологией термической обработки? 2. С какой целью проводят предварительную термообработку? Каково назначение окончательной термической обработки? 3. Опишите химическое действие нагревающей среды на стальные детали. Каким образом можно предотвратить окисление и обезуглероживание? 4. Классификация видов отжига. В чем заключается принципиальная разница между отжигом I и II рода? 5. Какие виды отжига относятся к отжигу I рода, а какие – к отжигу II рода? 6. Назначьте температуру полного отжига для стали 45. С какой целью его применяют? 7. Что такое нормализация? В чем заключается отличие нормализации от полного отжига? 8. Что такое закалка? Какие стали подвергаются неполной закалке, а какие – полной? 9. Что понимается под закаливаемостью? 10. Что такое прокаливаемость? 11. Какие факторы влияют на скорость распада аустенита? 12. Как можно увеличить прокаливаемость? 13. Какими способами можно проводить закалку? Чем отличается изотермическая закалка от ступенчатой? 14. Какие охлаждающие среды вы знаете? Какие охлаждающие жидкости можно использовать для закалки стали 40, 40ХНМ? 15. Опишите сущность превращений при отпуске. Как изменяются структура и свойства стали в связи с коагуляцией карбидной фазы при отпуске? 16. Что такое улучшение? Какие стали подвергаются улучшению? 17. Сущность термомеханической обработки. Виды ТМО. 18. Каковы возможности термомеханической обработки? 19. Чем отличаются отпускные структуры от одноименных структур, образующихся при распаде переохлажденного аустенита? 20. Назовите причину возникновения термических и структурных напряжений. 21. Назовите дефекты, возникающие при термической обработке. 55 22. Какие дефекты могут возникнуть в стальных деталях в результате закалки? 23. Приведите примеры технологических приемов уменьшения деформации и короблений при закалке. 24. Назовите причины недостаточной твердости стали после закалки. 25. Что вызывает повышенную хрупкость стали после термообработки? Глава 3. Поверхностное упрочнение ТО Поверхностное упрочнение – это создание определенной обработкой в поверхностном слое деталей остаточных напряжений с целью повышения твердости поверхностных слоев, предела выносливости и сопротивляемости истиранию при сохранении вязкой, пластичной сердцевины для восприятия ударной нагрузки. У ряда деталей, работающих при динамических и циклических нагрузках, под влиянием растягивающих напряжений в поверхностных слоях могут возникать усталостные трещины. Если на поверхности таких деталей создать остаточные напряжения сжатия, то при этом возможно снижение величины растягивающих напряжений и увеличение предела выносливости. Основными методами поверхностного упрочнения являются: – поверхностная закалка; – химико-термическая обработка; – поверхностный наклеп. 3.1. Поверхностная закалка. Способы нагрева стали при поверхностной закалке Поверхностная закалка заключается в нагреве поверхностного слоя выше критических температур с целью получения однофазной структуры (аустенит) и последующего быстрого охлаждения. Глубина закаленного слоя зависит от температуры нагрева. 56 В зависимости от способа нагрева различают: – поверхностный нагрев металла внешним источником; – внутренний нагрев металла в электромагнитном поле. Сущность любого способа поверхностной закалки состоит в том, что поверхностные слои детали быстро нагреваются до температур, значительно превышающих критические точки. При этом наблюдается резкий перепад температур по сечению (рис. 3.1). Если нагрев прервать и произвести быстрое охлаждение, то слой металла, температура которого превысила Ас3 (I), подвергнется полной закалке. Слой металла, нагретый выше Ас1, но ниже Ас3 (II), полу- Рис. 3.1. Распределение темперачит неполную закалку, а сердцевина тур по глубине при поверхностной закалке (III) закалки не получит. Все методы поверхностной закалки объединяет то, что ведут нагрев только поверхностного слоя с последующей закалкой детали. Ниже представлено краткое описание способов поверхностного нагрева металла внешним источником, наиболее часто применяемых на производстве. Нагрев в расплавленных металлах и солях. Обрабатываемые детали погружают в жидкий расплав солей или металлов, температура которого на 100 – 200 °С превышает температуру закалки. В результате такого значительного перегрева температура превышает критическую, образуется аустенит, который при последующем быстром охлаждении превратится в мартенсит закалки. Данный способ применим для поверхностного упрочнения малонагруженных небольших деталей несложной формы. Нагрев деталей в электролитах (рис. 3.2). Нагрев деталей, которые являются катодом, ведется в водном электролите (CaCO3 или K2CO3) в металлической ванне (анод) за счет пропускания через электролит электрического тока высокого напряжения (330 – 380 В). При этом на поверхности изделия образуется водородная оболочка, обладающая высоким электросопротивлением, благодаря чему и происходит 57 поверхностный нагрев изделия. Затем детали быстро охлаждают, и для снятия внутренних напряжений подвергают низкому отпуску при температуре 160 – 220 °С в течение 1,5 – 2 ч. Рис. 3.2. Схема поверхностной закалки в электролите: 1 – закаливаемая деталь (катод); 2 – водородная оболочка; 3 – источник питания; 4 – электролит; 5 – ванна (анод) В результате такой обработки закаливаемые детали не окисляются и не деформируются. Нагрев поверхности пламенем кислородно-ацетиленовой или газовой горелки (пламенная закалка) (рис. 3.3). Пламя газовой горелки направляется на поверхность обрабатываемой детали, в результате чего и происходит разогрев детали до температуры закалки. Затем деталь охлаждают водой через трубку. Таким образом можно получить закаленный слой на глубину до 6 мм. Кислородно-ацеРис. 3.3. Схема поверхностной закалки тиленовый нагрев применяют газовым пламенем: 1 – горелка; сравнительно редко и главным 2 – трубка для водяного охлаждения; 3 – закаливаемая поверхность образом для закалки крупногабаритных изделий сложной формы. Это объясняется тем, что такой обработкой нельзя достигнуть равномерного нагрева стали, что приведет к структурной неоднородности закаленного слоя. 58 Нагрев поверхности лучом лазера. Применение лазеров в термической обработке основано на использовании лазерного излучения, которое распространяется очень узким пучком с высокой концентрацией световой энергии, трансформирующейся на поверхности закаливаемой детали в тепловую. Под воздействием такого излучения за короткий промежуток времени поверхность детали нагревается до очень высоких температур. С этой целью применяют импульсное излучение (оптические лазеры) и непрерывное излучение (газовые лазеры). При импульсном излучении зона лазерного воздействия имеет форму круга диаметром до 5 мм, а при непрерывном – полосу шириной до 3 мм. Упрочнение выполняется с взаимным перекрытием или без перекрытия упрочняемых зон. Принудительного охлаждения при лазерной закалке не требуется. Лазеры непрерывного излучения отличаются большей производительностью, обеспечивают равномерность упрочнения и позволяют обрабатывать поверхности любой формы. В зависимости от мощности лазерного излучения нагрев осуществляется как с расплавлением металла, так и без него. Чем выше мощность излучения, меньше диаметр пятна и скорость перемещения, тем больше толщина упрочненного слоя. Наибольшая толщина слоя без оплавления стали не превышает 1,5 – 2,0 мм. При обработке с оплавлением толщина упрочненного слоя больше. Однако следует понимать, что частичное оплавление ухудшает чистоту поверхности. При отсутствии оплавления твердость после нагрева лазером повышается в результате закалки тонкого поверхностного слоя. Лазерная закалка применяется для упрочнения сложных изделий, в случаях, когда закалка другими способами затруднена. Кроме вышеперечисленных способов нагрева на производстве широко применяют нагрев металла в электромагнитном поле. Данный способ нагрева подразделяют на два вида. 1. Контактный нагрев деталей при пропускании электрического тока. Деталь 1 (рис. 3.4) включают в электрическую цепь и нагревают протекающим по ней электрическим током. Ввиду того что сопротивление детали мало, для нагрева необходим ток большой силы в несколько тысяч ампер (частота 50 Гц, напряжение 2 – 6 В). При этом достигается нагрев выше критических температур. Вследствие интенсивного охлаждения водой после нагрева образуется закаленная полоса. Электроконтактный нагрев применяют для деталей простой формы (валов, осей, лент). 59 Недостатками электроконтактного нагрева являются трудность в создании контактов, удовлетворительно работающих при высоких токах, а также трудность измерения и автоматического регулирования температуры. 2. Индукционный нагрев токами высокой частоты. При таком виде нагрева деталь помещают внутрь специального медного индуктора, изготовленного в виде трубки, в которой для охлаждения циркулиРис. 3.4. Схема установки для электроконтактного нагрева: рует вода. Через индуктор пропус1 – деталь; 2 – понижающий кают ток большой силы частотой трансформатор; 3, 4 – медные 500 Гц – 10 МГц. Возникающее при (бронзовые) зажимы (контакты) этом электромагнитное поле индуцирует вихревые токи, нагревающие поверхность детали. На рис. 3.5, а представлено распределение магнитного потока в индукторе, на рис. 3.5, б – направление токов в индукторе и детали. а) б) Рис. 3.5. Схема индукционного нагрева: 1 – нагреваемая деталь; 2 – виток индуктора; 3 – магнитные силовые линии; 4 – направление тока в индукторе; 5 – направление тока в детали 60 На рис. 3.6 представлено распределение температуры при индукционном нагреве и твердости после закалки по сечению изделия. Глубина закалки примерно равна глубине нагрева металла до температуры выше критической точки Ас3. При необходимости повышения прочностных свойств сердцевины деталь перед закалкой подвергают нормализации. Оптимальная толщина упрочняемого слоя определяется условиями эксплуатации детали (табл. 3.1). Рис. 3.6. Распределение температуры при индукционном нагреве и твердости после закалки по сечению изделия Таблица 3.1 Оптимальная величина упрочненного слоя в зависимости от условий эксплуатации детали Условие эксплуатации детали Оптимальная толщина упрочненного слоя, мм Деталь работает на износ или в условиях усталости 1,5 – 3,0 Деталь работает в условиях высоких контактных нагрузок 4–5 Деталь работает при очень высоких контактных нагрузках 10 – 15 61 3.2. Особенности технологии поверхностной закалки ТВЧ Глубина нагреваемого слоя определяется частотой тока и продолжительностью нагрева. Чем выше частота, тем меньше глубина нагреваемого слоя. Увеличение времени нагрева приводит к увеличению глубины нагреваемого слоя. Следовательно, регулируя частоту тока и продолжительность нагрева, можно получить требуемую глубину упрочненного слоя. Глубина проникновения тока δ определяется по формуле δ = 5030 ρ/(μ𝑓), где ρ – удельное электросопротивление материала детали, Ом ⋅ см; μ – относительная магнитная проницаемость; f – частота тока, Гц. Глубина закаленного слоя δзак связана с глубиной проникновения тока δ следующей формулой: δзак ≈ 0,5 δ. Частота тока f выбирается в зависимости от глубины закаленного слоя δзак, заданного чертежом детали, и рассчитывается по формуле f = 6 · 102 ∕ δ2ток, где δток – глубина проникновения тока, см. Полученное расчетное значение частоты увеличивается в большую сторону до стандартной промышленной частоты: 500, 1000, 2500, 4000, 8000, 10 000, 66 000, 200 000, 440 000 Гц. Источником тока высокой частоты являются преобразователи (генераторы) машинные, ламповые, тиристорные. Данные генераторы обеспечивают следующие значения частоты тока, Гц: тиристорные (1000, 2400, 4000 Гц); машинные (500, 1000, 2400, 4000, 8000, 10 000 Гц); ламповые (66 000, 200 000, 440 000 Гц). Следует отметить, что источником электропитания служат чаще всего машинные и реже ламповые генераторы. 62 При отработке детали на технологичность проверяется правильность назначения глубины слоя закалки. Зависимость частоты тока от глубины может быть определена из табл. 3.2. Таблица 3.2 Влияние частоты тока на глубину слоя Частота тока, 50 1000 2500 4000 8000 10 000 70 000 400 000 Гц Глубина 15 – 80 3 – 17 2 – 11 1,5 – 9,0 1 – 6 0,9 – 5,5 0,3 – 2,5 0,2 – 1,0 слоя, мм Для поверхностного нагрева мощность генератора Nг (кВт) определяется по формуле Nг = N0 · S ∕ ηи ηтр ηк ηл, где N0 – удельная мощность, кВт ∕см2; S – нагреваемая площадь поверхности изделия, см2; ηи, ηтр, ηк, ηл – коэффициенты полезного действия индуктора, закалочного трансформатора, конденсаторной батареи, линии электропередач – соответственно равны 0,75; 0,85; 0,97; 0,95. На рис. 3.7 представлена поверхностная закалка ТВЧ. а) б) Как правило, индукторы Рис. 3.7. Поверхностная изготавливают из медных трузакалка ТВЧ: а – закалка ТВЧ бок. Форма и размеры индуктора с одновременным нагревом всей зависят от ряда факторов: услообрабатываемой поверхности; вий нагрева, величины и конфиб – закалка ТВЧ при непрерывно гурации нагреваемой поверхнопоследовательном нагреве; 1 – закаливаемая деталь; сти, мощности и частоты источ2 – индуктор; 3 – спрейер ника питания. В зависимости от конфигурации нагреваемой поверхности индукторы подразделяют на четыре вида: – для нагрева наружных цилиндрических и конических поверхностей (рис. 3.8, а, в, д), – для нагрева внутренних цилиндрических и конических поверхностей (рис. 3.8, б, е), 63 – для нагрева плоских поверхностей (рис. 3.8, г, з), – для нагрева сложных по форме поверхностей. Кроме этого различают одновитковые и многовитковые индукторы. Рис. 3.8. Индуктор для нагрева: а, д – наружных цилиндрических поверхностей; б, е – внутренних цилиндрических поверхностей; в – наружных поверхностей конической формы; г, з – плоских поверхностей методом перемещения; ж – с душевым охлаждением Любой индуктор состоит из следующих основных частей: индуктирующий провод, токопроводящие шины, контактные колодки для соединения индуктора с понижающим трансформатором и устройством для подачи воды. Большинство конструкций индукторов имеет устройство для охлаждения деталей при закалке. В зависимости от конструкции и назначения индуктора у него могут отсутствовать или совмещаться отдельные системы. В зависимости от конфигурации детали и мощности генератора применяют следующие способы закалки ТВЧ. 1. Одновременный нагрев и охлаждение всей поверхности (рис. 3.9, а). При этом нагревают всю поверхность обрабатываемой детали, затем ее сразу охлаждают. Данный способ применяют в основном в термической обработке небольших деталей, а также для закалки части детали. 64 2. Непрерывно-последовательный нагрев и охлаждение (рис. 3.9, б). Такой способ позволяет осуществлять закалку длинных валов, осей и т. п. Первоначально нагреву подвергается небольшой участок поверхности детали, затем по мере перемещения индуктора или детали ведут нагрев последующих участков, в то время как ранее обработанные участки детали охлаждаются. Рис. 3.9. Способы поверхностной закалки ТВЧ: а – одновременный нагрев и охлаждение всей поверхности; б – непрерывно-последовательный нагрев и охлаждение 3. Последовательный нагрев и охлаждение отдельных участков. Данный способ применяют при закалке кулачков распределительных валов для крупномодульных зубчатых колес и других деталей, при обработке которых нельзя осуществить одновременный или непрерывнопоследовательный нагрев всей детали. При этом способе закалку осуществляют путем последовательного нагрева и охлаждения отдельных участков детали (отдельных зубьев или группы зубьев и т. п.). 4. Непосредственное включение. В этом случае ток высокой частоты пропускают через деталь. Такой способ позволяет осуществлять закалку деталей сложной формы. Основные преимущества индукционного нагрева: высокая производительность за счет высокоскоростного разогрева любого электропроводящего материала, возможность нагрева в защитной атмосфере, отсутствие загрязнения заготовки продуктами горения, стабильно высокое качество закаливаемых деталей при минимальном окислении 65 поверхности, минимальное коробление деталей, возможность регулирования глубины закаленного слоя и автоматизации. Недостатками индукционного нагрева являются: высокая стоимость оборудования (преобразователей токов высокой частоты) и индуктора; трудность унификации индукторов, охлаждающих устройств ввиду необходимости индивидуального конструирования для каждого типоразмера деталей. Поэтому экономически обоснованно использование поверхностной закалки ТВЧ в массовом и крупносерийном производстве. Для поверхностной закалки обычно применяют стали, содержащие 0,4 – 0,5 % углерода. Как правило, глубокая прокаливаемость при этом методе не используется, поэтому легированные стали обычно не применяются. Более того, в ряде случаев требуется пониженная прокаливаемость. После закалки ТВЧ детали подвергаются отпуску, режим которого определяется требуемыми от изделия свойствами. Так как от деталей после индукционной поверхностной закалки требуются высокая твердость и износостойкость, то обычно проводится низкий отпуск, который снижает внутренние напряжения и уменьшает хрупкость закаленного слоя. Такой отпуск может быть самостоятельной технологической операцией, которая проводится при температурах 150 – 180 °C. Очень часто поверхностную закалку ТВЧ крупногабаритных деталей проводят с самоотпуском, т. е. отпуск происходит за счет тепла, сохранившегося в сердцевине изделия при закалке. Следует иметь в виду, что чем выше скорость нагрева в области фазовых превращений, тем выше температура аустенизации, а в результате охлаждения выше вероятность получения структуры мелкокристаллического мартенсита, а вследствие этого максимальной твердости. Во время работы индуктор сильно нагревается как по причине собственного излучения, так и из-за теплового излучения раскаленной заготовки, а чтобы индуктор не перегревался в процессе работы, по медной трубке постоянно циркулирует вода. Охлаждение является важным этапом процесса закалки, так как от его скорости и равномерности зависят качество и твердость всей поверхности. Для качественной закалки необходимо поддерживать стабильную температуру охлаждающей жидкости, не допускать ее перегрева. Охлаждение может осуществляться разными методами: погружением в воду 66 или масло, с помощью душирующих устройств потоком воды или эмульсии. Однако наилучшим способом считается охлаждение быстродвижущимся потоком воды, или спрейерное. Отверстия в спрейере должны быть одинакового диаметра и расположены равномерно, так достигается одинаковая структура металла на поверхности. Режим охлаждения при закалке ТВЧ стали должен обеспечить получение преимущественно мартенситной структуры. Скорость охлаждения при такой закалке должна быть высокой, так как при индукционном нагреве образуются мелкие аустенитные зерна, имеет место значительная концентрационная неоднородность при сохранении остатков нерастворенных карбидов, что существенно снижает устойчивость переохлажденного аустенита и приводит к увеличению критической скорости закалки. Главным образом по этой причине при закалке ТВЧ стали применяют спрейерное охлаждение. Режим такого охлаждения вначале рассчитывается, а затем экспериментально устанавливается для обрабатываемой детали. 3.3. Виды химико-термической обработки, их характеристика Химико-термической обработкой (ХТО) называется термическая обработка, заключающаяся в сочетании термического и химического воздействий на металлы и сплавы с целью изменения химического состава, структуры и свойств поверхностного слоя. Применяют такой вид обработки в случае, когда возникает необходимость в получении твердого, износостойкого поверхностного слоя детали при сохранении вязкости сердцевины. ХТО широко применяют для упрочнения деталей машин во многих отраслях промышленности. ХТО стали сводится к диффузионному насыщению ее поверхностного слоя неметаллами (углеродом, азотом, бором, кремнием и др.) или металлами (алюминием, хромом и др.) в процессе выдержки в активной среде при определенной температуре. Насыщение поверхностного слоя происходит при нагреве детали до определенной температуры в среде, активно выделяющей насыщающий элемент, и выдержке от этой тем- 67 пературы. Существующие методы ХТО можно разделить на следующие группы: насыщение из твердой фазы, насыщение из жидкой фазы и насыщение из газовой (паровой) фазы. ХТО включает в себя три последовательно протекающих процесса. 1. Диссоциация исходных веществ с образованием диффундирующего элемента в атомарном состоянии вблизи поверхности обрабатываемых деталей или непосредственно на их поверхности. 2. Адсорбция атомов на поверхность металла с образованием химических связей между ионами насыщающего элемента и основного металла, т. е. захват поверхностью металла атомов насыщающего элемента. 3. Диффузия адсорбированных атомов от поверхности вглубь обрабатываемого металла. Процесс диффузии возможен только при растворимости диффундирующего элемента в обрабатываемом металле. В результате ХТО образуется диффузионный слой, на поверхности которого концентрация диффундирующего элемента наибольшая, и снижается по мере удаления от поверхности вглубь металла. В результате такой обработки образуется диффузионный слой, отличающийся от исходного слоя по химического составу, структуре и свойствам. Концентрация диффундирующего элемента уменьшается от поверхности вглубь металла. Материал детали под диффузионным слоем с неизменившимся составом принято называть сердцевиной. Количественно процесс диффузии характеризуется коэффициентом диффузии − Q RT , где D0 – коэффициент, зависящий от вида кристаллической структуры; Q – энергия активации; R – газовая постоянная, R = 8,3 Дж/(моль ∙ К); T – абсолютная температура. Эффективной толщиной называют толщину диффузионного слоя до пограничной диффузионной линии, характеризующей предельно допустимые значения свойств (например, определенной твердости). Продолжительность ХТО определяется требуемой глубиной диффузионного слоя. Необходимо отметить, что при постоянных параметрах температуры увеличение глубины слоя во времени описывается параболическим законом, т. е. чем больше толщина уже имеющегося D = D0 e 68 диффузионного слоя, тем меньше он увеличивается за одинаковый промежуток времени. Следует понимать, что ХТО изменяет химический состав поверхностного слоя, а существенное изменение свойств (твердости, износостойкости, коррозионной стойкости и др.), как правило, происходит после последующей термической обработки. В табл. 3.3 и 3.4 кратко описаны режимы основных видов химико-термической обработки и дана характеристика свойств поверхностных слоев стальных деталей, подвергнутых этим видам ХТО. В зависимости от насыщающего элемента процессы ХТО можно подразделять на однокомпонентные (цементация, азотирование, борирование, силицирование, алитирование, хромирование) и многокомпонентные (нитроцементация, цианирование, хромоалитирование, хромосилицирование и т. д.). ХТО широко используют для получения вышеуказанных свойств деталей машин. Однако наиболее широкое промышленное применение получили в основном традиционные процессы насыщения: цементация, азотирование, нитроцементация, цианирование. Борирование, алитирование, хромирование, силицирование и другое применяют значительно реже. В настоящее время продолжают активно изучать способы ХТО, реализующиеся при воздействии на поверхность концентрированными потоками энергии. 69 70 Насыщающий элемент С Вид ХТО Цементация 70 Параметры процесса Термическая Средняя проСреда Темпераобработка должительтура, °С ность, ч 6 – 14 Для деталей, от которых требуЦементация в твердом карбюризаторе 910 – 950 ется только поверхностная твер(древесный уголь и активаторы): дость: закалка с цементационного 2С + О2 → 2СО; нагрева (900 – 950 °С или с под2СО → СО2 + Сат; Сат → Feγ → аустенит Fe(С) стуживанием до 820 – 840 °С), низкий отпуск (150 – 200 °С). 6 – 12 Газовая цементация (газовые смеси, со- 910 – 950 При повышенных требованиях к держащие СО, СН4 др.): структуре и свойствам детали: за2СО → СО2 + Сат; калка с температуры 850 – 900 °С, Сат → Feγ → аустенит Fe(С) или CH4 → низкий отпуск 150 – 200 °С. → 2H2 + Cат При особо высоких требованиях к механическим свойствам: 1-я закалка 850 – 900 °С (для измельчения структуры сердцевины и устранения цементитной сетки на поверхности), 2-я закалка 750 – 800 °С, низкий отпуск 150 – 200 °С. Основные виды и режимы химико-термической обработки Таблица 3.3 71 С+N С+ N Цианирование N Нитроцементация Азотирование 500 – 520 или двухступенчатое 500 – 520, 540 – 560 Ионное азотирование в тлеющем раз- 470 – 580 ряде в разреженной азотсодержащей атмосфере (NH3 или N2) Азотирование в жидких средах (тенифер570 процесс): в расплавленных цианистых солях (85 % соли, содержащие 40 % KCNO, 60 % NaCN и 15 % NO2CO3 или 55 % карбамида (NH2)2CO и 45 % Nа2CO3), через которые пропускают сухой воздух 71 Среднетемпературное цианирование в 820 – 860 расплавленных солях, содержащих NaCN: 2NaCN + О2 → 2NaCNО; 2NaCNО + О2 → Na2CO3 + CО + 2Nат; 2CО → CО2 + Сат; Nат → Feγ; Сат → Feγ Газовая среда из науглероживающего 840 – 850 газа (СО, СН4 и др.) и аммиака NH3 В диссоциированном аммиаке NH3: 2NH3 → 3H2 + 2Nат 0,5 – 2,5 4 – 10 0,5 – 3,0 1 – 24 До 60 Закалка непосредственно из печи сразу после ХТО, реже повторного нагрева, низкий отпуск 160 – 180 °С Закалка из цианистой ванны, низкий отпуск 180 – 200 °С Предварительная термическая обработка: закалка и высокий отпуск. Для стали 38ХМЮА: закалка 940 °С, отпуск 600 – 670 °С 72 Насыщающий элемент С+ N В Вид ХТО Цианирование Борирование 2–6 Газовое борирование в среде диборана 850 – 900 (В2Н6) или треххлористом боре (ВCl3) в смеси с водородом 72 2–6 Электролиз буры (Na2B4O7 ∙ 10Н20) 930 – 950 При необходимости закалка 840 – 860 °С и отпуск 200 °С. Закалку желательно проводить с температуры борирования или с более низких температур с предварительным подстуживанием. При выполнении закалки как самостоятельной операции борированные детали нагревают под закалку в хорошо раскисленных соляных ваннах, так как нагрев под закалку в печах с воздушной средой недопустим Параметры процесса Термическая Средняя проСреда Темпераобработка должительтура, °С ность, ч Высокотемпературное цианирование 930 – 950 1,5 – 6,0 Закалка из цианистой ванны, в расплавленных цианистых солях: низкий отпуск 180 – 200 °С BaCl2 + 2NaCN → 2NaCl + Ba(CN)2; Ba(CN)2 → BaCN2 + Cат; BaCN2 + О2 → BaO + CО + Nат; 2CО → CО2 + Сат; Сат → Feγ; Nат → Feγ. Продолжение табл. 3.3 73 Cr Al Алитирование Хромирование Si Силицирование В порошкообразных смесях 73 1000 6 – 15 0,75 – 1,50 В расплавленном алюминии с добавле- 700 – 800 нием железа 2–4 3 – 12 1000 В порошкообразных смесях (ферралю- 900 – 1000 минии, окиси алюминия и хлористого алюминия) Газовое силицирование (в печи с вращающимися ретортами засыпают детали и куски ферросилиция или карбида кремния. Через реторты пропускают хлор, который взаимодействует с кремнием и образует SiCl4) Закалка, отпуск 200 – 230°С Диффузионный отжиг 1150 °С в течение 5 – 6 ч (для снижения хрупкости алитированного слоя) Закалка 840 °С, высокий отпуск 74 Фазы Примечание Высокая твердость (58 – 62 HRC) и из- Крупнозернистая структура носостойкость после ТО (твердость (следствие перегрева). сердцевины 25 – 35 HRC для легирован- Увеличение предела контактной ных сталей и менее 20 HRC для углеро- выносливости дистых). Теплостойкость (сохранение твердости при высоких температурах) до 200 – 225 °С Свойства поверхностных слоев 74 Высокие твердость (60 – 63 HRC) и из- При одновременной диффузии носостойкость (после закалки и низкого углерода и азота ускоряется отпуска), коррозионная стойкость диффузия углерода. Получение высокой твердости и износо- Мелкозернистая структура. стойкости поверхностного слоя, увели- Повышенный предел выносличение выносливости вости 0,3 – 0,6 ε-фаза (Fe3N) → γ′-фаза Высокая твердость (для 38Х2МЮА – Повышенные предел выносли(Fe4N) → α-фаза 1200 HV), износостойкость, теплостой- вости, усталостная прочность, коррозионная стойкость (атмо(азотистый феррит) + кость до 450 – 500 °С сфера, вода, пар) γ′-фаза → α-фаза (от поверхности к сердцевине) 0,5 – 2,0 До ТО: перлит + Fe3C (карбид); после ТО: мартенсит + карбиды Толщина слоя, мм Нитроцемен- 0,25 – 1,50 До ТО: перлит + тация карбонитридная фаза Fe3(CN); после ТО – мартенсит Азотирование Цементация Вид ХТО Свойства поверхностных слоев деталей, подвергнутых основным видам ХТО Таблица 3.4 75 0,1 – 0,2 FeB (на поверхности) и Наибольшая износостойкость (1800 – Окалиностойкость до 800 °С, 2000 HV), износостойкость, главным об- высокая коррозионная стойFe2B кость в агрессивных средах, разом, абразивная теплостойкость и жаростойкость стальных деталей Борирование 75 Силицирова- 0,5 – 1,0 Твердый раствор крем- Низкая твердость (200 – 300 HV) и зна- Повышение коррозионной ние ния в α-железе чительная пористость, после пропитки стойкости в морской воде и размаслом при 170 – 200 °С имеет повы- личных кислотах, окалиностойшенную износостойкость кости молибдена 0,1 – 2,0 После ТО на поверхно- Высокие твердость (63 – 65 HRC) и из- При среднетемпературном циасти – азотистый мар- носостойкость нировании толщина слоя – тенсит, в сердцевине – 0,15 – 0,35 мм, при высокотемтроостит пературном цианировании – 0,5 – 2,0 мм. Повышенный предел выносливости, меньше деформации и коробления деталей сложной формы. Недостаток – ядовитость цианистых солей (специальные меры по охране труда) Цианирование 76 Толщина слоя, мм Фазы Свойства поверхностных слоев Примечание 76 0,2 – 1,0 Твердый раствор алю- Твердость до HV 500, высокая изно- Повышение коррозионной стойминия в α-железе стойкость кости, кислотостойкости, окалиностойкости (до 850 °С). Недостаток процесса – налипание алюминия на поверхность деталей Высокая твердость (HV 1200 – 1300) и Повышение коррозионной стойХромирова- 0,15 – 0,20 Карбиды хрома кости, кислотостойкости, окалиние (Fe, Сг)7С3 и (Fe, Сг)23С6 износостойкость ностойкости (до 850 °С), жаростойкости Алитирование Вид ХТО Окончание табл. 3.4 Контрольные вопросы 1. Что такое химико-термическая обработка? Какие процессы при этом протекают? 2. Что такое цементация? Какие виды цементации вы знаете? 3. Что такое азотирование? 4. Что общего у нитроцементации и цианирования и чем они отличаются между собой? 5. Что такое борирование, силицирование? Назовите их назначение и недостатки. 6. Для каких целей проводят диффузионное насыщение металлами? 7. Сущность и назначение процесса алитирования. 8. Сущность и назначение процесса хромирования. 77 Раздел II ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ЦВЕТНЫХ СПЛАВОВ Несмотря на большие успехи в развитии полимерных и создании новых функциональных неметаллических материалов, цветные металлы и сплавы являются важнейшими конструкционными материалами. Это объясняется их уникальными свойствами: высокой электропроводностью, пластичностью, коррозионной стойкостью, жаропрочностью, жаростойкостью, способностью образовывать разнообразные сплавы и т. п. Создание современной производственной материально-технической базы неразрывно связано с применением новых материалов со специальными свойствами, что увеличивает требования и стимулирует разработку новых и модифицирование ранее применяемых цветных сплавов. У цветных металлов и сплавов широкая область применения, поэтому ассортимент их производства чрезвычайно разнообразен. Как правило, цветные сплавы используются в виде полуфабрикатов, отливок и поковок. Термическая обработка цветных металлов и сплавов является весьма распространенным технологическим процессом, обеспечивающим большое разнообразие структур и улучшение физико-механических, технологических и эксплуатационных свойств. В практике термической обработки цветных металлов и их сплавов решающее значение может иметь выбор не только ее температурно-временных параметров, но также и способа нагрева, атмосферы печи, охлаждающей среды. Глава 4. Термическая обработка алюминиевых сплавов Алюминий по объему производства и применению в технике является вторым металлом после железа. Используют как чистый алюминий, так и сплавы на его основе. Как правило, выделяют три направления применения технического алюминия: получение изделий глубокой штамповкой или прокаткой до малых толщин (алюминиевая фольга и т. п.); электротехнические изделия и изделия, от которых требуется высокая 78 коррозионная стойкость. Из-за низкой прочности алюминия в качестве конструкционного материала в основном используются алюминиевые сплавы. Их классифицируют – по технологическому признаку – деформируемые, литейные и спеченные (порошковые); – по способности к термической обработке – упрочняемые и неупрочняемые термической обработкой; – по свойствам (сплавы повышенной пластичности, низкой прочности, нормальной прочности, высокопрочные, жаропрочные и др.). 4.1. Влияние примесей и легирующих элементов на свойства алюминия и сплавов на его основе Как известно, алюминий является химически активным металлом. Однако его поверхность легко покрывается оксидной пленкой Al2O3, которая защищает его от дальнейшего взаимодействия с окружающей средой. Алюминий и его окись имеют практически равный удельный объем, поэтому не происходит коррозионного растрескивания оксидной пленки, и она сохраняет свою плотность. Вследствие этого алюминий устойчив на воздухе даже в условиях влажного и переменного климата. Следует отметить, что защитное действие оксидной пленки алюминия сохраняется лишь при обычных температурах. Алюминий начинает взаимодействовать с парами воды 500 °С, и это взаимодействие резко ускоряется при дальнейшем повышении температуры. Постоянными примесями, загрязняющими алюминий, являются железо и кремний. Железо снижает электропроводность, пластичность и коррозионную стойкость алюминия, повышает его прочностные свойства. Присутствие железа в сплавах алюминия с кремнием и магнием отрицательно сказывается на свойствах сплава. Исключение – сплавы алюминия, в которых присутствует никель, в этом случае железо считается полезной примесью. Наиболее распространенной примесью в алюминиевых сплавах является кремний. Указанный элемент, а также медь, магний, цинк, марганец, никель и хром вводят в алюминиевые сплавы как основные легирующие компоненты с целью получения определенных свойств. Получаемые в алюминиевых сплавах соединения, такие как CuAl2, Mg2Si, CuMgAl2, являются упрочняющими фазами. 79 Кремний, как основной легирующий элемент, участвует в образовании эвтектики, поэтому его применяют в ряде литейных алюминиевых сплавов (силуминов). Никель, титан, хром и железо повышают жаропрочность сплавов, замедляя диффузионные процессы, и образуют стабильные сложнолегированные упрочняющие фазы. Присутствие лития приводит к некоторому увеличению модуля упругости алюминиевых сплавов. 4.2. Особенности термической обработки дуралюминия Промышленные алюминиевые сплавы подвергают трем видам термической обработки: отжигу, закалке и старению. В промышленности широко применяются алюминиевые деформируемые сплавы, упрочняемые термической обработкой, в частности, дюралюмины. Дуралюмины относятся к сплавам, в которых не происходят полиморфные превращения при нагреве, но в них возможны следующие фазовые превращения. При нагреве интерметаллидные фазы растворяются в алюминии, а при последующем охлаждении образуется пересыщенный твердый раствор с максимальным содержанием легирующих элементов. Поэтому данные сплавы могут подвергаться упрочняющей термической обработке, состоящей из закалки и последующего естественного или искусственного старения. Закалка возможна только для сплавов, содержащих компоненты, растворимость которых в твердом состоянии возрастает с увеличением температуры, такие как медь, магний, кремний, цинк. Причем температура нагрева под закалку должна быть такой, чтобы обеспечить полное или частичное растворение легирующих элементов в алюминии. В частности, при нагреве дуралюминов на оптимальную температуру закалки (~ 500 °С) основное количество соединений CuAl2 и Mg2Si растворяется в алюминии, однако соединения железа не растворяются в нем. Вследствие этого их структура в закаленном состоянии состоит из твердого раствора и нерастворимых включений соединений железа. Такая структура будет отличаться большей пластичностью, но меньшей твердостью и прочностью, т. е. в результате закалки дуралюмин становится мягким и пластичным. В течение последующих 2 – 3 ч сохраняется инкубационный период, во время которого сплав сохраняет 80 высокую пластичность, поэтому закаленные детали можно подвергать различным технологическим деформирующим операциям. Однако полученный в результате закалки α-раствор является неустойчивым. Выдержка при комнатной температуре (естественное старение) или при искусственном повышении температуры (искусственное старение) приводит к изменениям в твердом растворе, ведущем в конечном итоге к выделению соединений (в сплавах, дополнительно легированных магнием, также выделяется S-фаза – CuMgAl2). Дюралюмины после закалки по возможности подвергают естественному старению, так как оно обеспечивает получение более высокой коррозионной стойкости, но естественное старение продолжается в течение 5 – 7 сут. Длительность старения значительно сокращается при увеличении температуры до 40, особенно 100 °С, температура искусственного старения различных алюминиевых сплавов колеблется от 20 до 200 °С. Химический состав и свойства наиболее применяемых промышленных алюминиевых сплавов приведены в табл. 4.1 [31]. Таблица 4.1 Химический состав и свойства алюминиевых сплавов Марка сплава Содержание элементов, % Cu Mg Mn Прочие Режим термообработки Механические свойства σв, σ0,2, δ, МПа МПа % Деформируемые сплавы, не упрочняемые термической обработкой АМц АМг2 АМг5 0,1 0,1 0,1 0,2 1,0 – 1,6 1,8 – 2,6 0,2 – 0,6 5,8 – 6,8 0,5 – 0,8 – – – Отжиг Отжиг Отжиг 130 190 340 50 20 100 23 170 20 Деформируемые сплавы, упрочняемые термической обработкой Д1 3,8 – 4,8 0,4 – 0,8 0,4 – 0,8 – Д16 3,8 – 4,9 1,2 – 1,8 0,3 – 0,9 – 1,4 – 2,0 1,8 – 2,8 0,2 – 0,6 0,01 – 0,25 Cr 5 – 7 Zn В95 81 Закалка + старение Закалка + старение Закалка + старение 400 240 20 440 330 18 540 470 10 Окончание табл. 4.1 Марка сплава Содержание элементов, % Cu Mg Mn В96 2,0 – 2,6 2,3 – 3,0 0,3 – 0,8 8 – 9 Zn АК6 1,8 – 2,6 0,4 – 0,8 0,4 – 0,8 0,7 – 1,2 Si Режим термообработки Cu Закалка + старение Закалка + старение Механические свойства Mg Mn δ, % 750 720 7 400 300 12 180 220 80 90 6 5 260 200 4 360 250 3 Литейные сплавы АК12 (АЛ2) – – АК9 (АЛ4) – 0,17 – 0,30 АМ5 4,5 – 5,3 (АЛ19) – Литье в землю Литье в кокиль Литье в землю 0,2 – 0,5 8 – 10 Si (закалка + старение) Литье в землю 0,15 – 0,35 0,6 – 1,0 (закалка + Ti старение) – 10 – 13 Si 4.3. Отжиг алюминиевых сплавов Для алюминиевых сплавов, не упрочняемых термической обработкой, отжиг является единственным видом термообработки, а упрочнение таких сплавов достигается нагартовкой в процессе холодной пластической деформации (наклепом). Необходимо отметить, что заготовки и полуфабрикаты из указанных сплавов поступают в литом состоянии и горячекатаном без термической обработки, отожженном, нагартованном и полунагартованном состояниях после горячей или холодной прокатки. Термическая обработка слитков и деформированных полуфабрикатов оказывает существенное воздействие на их структуру и свойства. Отжиг алюминиевых сплавов проводится с целью устранения неравновесных структур и деформационных дефектов строения, снижающих пластичность сплава. Отжиг необходим для придания однородной структуры алюминиевому сплаву. Это объясняется тем, что при отжиге активизируется 82 процесс диффузии и выравнивается размер зерен. Данный вид термообработки также позволяет снизить внутренние напряжения. В промышленности для сплавов на основе алюминия, как правило, применяют следующие разновидности отжига: – гомогенизирующий отжиг слитка, или гомогенизация; – рекристаллизационный отжиг деформированных изделий после обработки давлением; – отжиг термически упрочненных полуфабрикатов с целью разупрочнения. Гомогенизации подвергают слитки перед обработкой давлением для устранения дендритной ликвации с целью получения более однородной структуры и вследствие этого увеличения пластичности, что улучшает обрабатываемость давлением. Температура гомогенизации промышленных алюминиевых сплавов находится в пределах от 450 до 560 °С, а время выдержки обычно выбирается на основе опытных данных и практических рекомендаций, оно может занимать от 4 до 40 ч. Скорость охлаждения, как правило, не регламентируется, слитки охлаждают вместе с печью или на воздухе. Правильно выбранный режим гомогенизации слитков должен обеспечивать полное растворение неравновесных включений и оптимальную степень распада твердого раствора. Рекристаллизационный отжиг выполняется как промежуточная термообработка между операциями холодной деформации или между горячей и холодной деформацией. Однако в случае, когда от изделия требуется высокая пластичность при низкой или умеренной прочности, рекристаллизационный отжиг может использоваться как окончательная операция термической обработки деформированных полуфабрикатов. В результате рекристаллизации прочность и твердость деформированного металла снижаются, а пластичность возрастает. Следует понимать, что эта закономерность справедлива для тех условий нагрева, при которых не наблюдается еще заметной собирательной рекристаллизации. Величина рекристаллизованного зерна зависит от степени деформации перед отжигом, температуры нагрева, скорости нагрева, времени выдержки. Величина критической степени деформации для разных алюминиевых сплавов колеблется в достаточно широких пределах, в частности, для алюминия равна 1 – 3 %, а для сплавов – 4 – 10 %. Во избежание собирательной рекристаллизации температура рекристализационного отжига не должна быть высокой. Однако следует иметь 83 в виду, что она должна существенно превышать температуру окончания рекристаллизации, чтобы избежать образования крупного зерна при первичной рекристаллизации. На практике температуру такого отжига выбирают так, чтобы она превышала температуру окончания рекристаллизации на 50 – 150 °С. Например, для промышленных алюминиевых сплавов температура колеблется в пределах от 300 до 500 °С, а время выдержки занимает от 0,5 до 2 ч. Отжиг термически упрочненных сплавов с целью разупрочнения применяется лишь в тех случаях, когда закаленные и состаренные детали надо разупрочнить. Отжиг должен обеспечить полный распад пересыщенного твердого раствора и получение структуры, близкой к равновесной. Данный вид отжига также называют полным отжигом. Применительно к промышленным сплавам температура такого отжига – 350 – 430 оС при выдержке 1 – 2 ч. Во избежание закалки скорость охлаждения не должна превышать 30 °С/ч. Контрольные вопросы 1. Как классифицируют алюминиевые сплавы? 2. Какие постоянные примеси присутствуют в алюминии и в сплавах на его основе? Опишите их влияние. 3. Какие элементы используют для легирования алюминия? Каково их влияние на свойства алюминия? 4. Каким видам термообработки подвергают алюминиевые сплавы? 5. С какой целью закаливают алюминиевые деформируемые сплавы? Как влияет закалка на их свойства? 6. Каким образом достигается упрочнение дуралюмина? 7. Проведите сравнительную оценку влияния естественного и искусственного старения дуралюминов. 8. Каким видам отжига подвергают алюминиевые сплавы? 9. С какой целью проводят гомогенизацию алюминиевых отливов? 10. Каким образом выбирают режимы рекристаллизационного отжига алюминиевых сплавов? 84 Глава 5. Термическая обработка меди и сплавов на ее основе Чистая медь обладает высокой электро- и теплопроводностью, уступает по данным свойствам лишь серебру. Поэтому ее принято считать эталоном электрической проводимости и теплопроводности в сравнении с другими металлами. Из-за небольшой прочности и относительно высокой стоимости чистая медь как конструкционный материал практически не применяется. Более широкое применение в качестве конструкционного материала получили сплавы на ее основе. Медь и сплавы на ее основе хорошо деформируются, свариваются и паяются, но они обладают сравнительно плохой обрабатываемостью резанием. Медные сплавы устойчивы против коррозии, а также имеют хорошие антифрикционные свойства. Медные сплавы классифицируют: – по химическому составу (латуни, медно-никелевые сплавы, бронзы), – технологическому признаку (литейные, деформируемые). 5.1. Влияние примесей и легирующих элементов на свойства меди и сплавов на ее основе Большое значение имеет степень чистоты меди, так как даже мизерное количество некоторых примесей может резко снижать электропроводность и теплопроводность, а также ухудшать технологические свойства. По характеру взаимодействия примесей с медью их принято подразделять на три группы. В первую группу входят примеси, растворимые в меди, такие как никель, цинк, сурьма, олово, алюминий, мышьяк, железо, фосфор, кадмий и т. п. Данные элементы резко снижают электропроводность и теплопроводность, но повышают прочностные свойства. Кроме того, сурьма затрудняет обработку давлением. Во вторую группу включают практически нерастворимые в меди примеси. К ним относятся свинец и висмут, они образуют легкоплавкие эвтектики по границам зерен, что вызывает красноломкость и затрудняет горячую обработку давлением. При высоком содержании висмута медь становится хладноломкой. На электротехнические свойства эти примеси не влияют. 85 Третью группу составляют такие элементы, как кислород и сера, образующие с медью хрупкие химические соединения. Особо вредной примесью является кислород, даже в незначительных количествах он образует хрупкую эвтектику по границам зерен. При нагреве металла с такими включениями в атмосфере, содержащей водород, который может диффундировать вглубь металла, происходит образование паров воды, создающих высокое давление, и возможно образование трещин (водородная болезнь). Для легирования из элементов, растворимых в меди, применяется лишь никель, цинк, алюминий и марганец. Такие элементы, как палладий, платина, золото, серебро, отличаются дефицитностью и высокой стоимостью. Основным легирующим элементом в двойных и многокомпонентных латунях является цинк. Он повышает прочность и пластичность сплава. Максимальной пластичностью обладает латунь, содержащая 30 % цинка. Комплексное легирование позволяет получить более высокие механические, технологические и эксплуатационные свойства в сравнении с двойными латунями, и при этом сохранить достаточно хорошую обрабатываемость давлением как при низких, так и при высоких температурах. Следует отметить, что наиболее эффективно повышают предел прочности латуней алюминий, олово и в меньшей степени марганец. Введение свинца приводит к снижению прочности латуней, но при этом увеличиваются антифрикционные свойства. Железо и небольшое количество марганца (до 2 – 3 %) увеличивают относительное удлинение латуней. Железо практически нерастворимо в латунях и находится в них в виде частичек, которые увеличивают скорость образования центров при кристаллизации и рекристаллизации, а также тормозят последующий рост зерен, что приводит к образованию мелкозернистой структуры. Структура оловянных бронз определяется диаграммой состояния Cu – Sn. Бронзы относятся к сплавам с широким температурным интервалом кристаллизации (широкоинтервальные сплавы), поэтому им присущи невысокая жидкотекучесть и рассеянная мелкая пористость. Для повышения литейных и прочностных свойств оловянные бронзы легируют цинком в больших количествах, но в пределах растворимости. Цинк также раскисляет расплав и уменьшает содержание в нем водорода. Наличие свинца приводит к повышению жидкотекучести, увеличению плотности сплава и антифрикционных свойств. 86 5.2. Принципы выбора режимов отжига меди и ее сплавов При разработке технологии термической обработки меди и сплавов на ее основе следует учитывать следующие их особенности: – высокую теплопроводность, – активное взаимодействие с газами при нагреве. Даже при нагреве массивных медных полуфабрикатов и деталей вследствие высокой теплопроводности металла происходит их быстрый и равномерный прогрев по всему сечению. Поэтому при упрочняющей термообработке медных сплавов не возникает проблемы прокаливаемости (при используемых на практике габаритах полуфабрикатов и изделий они прокаливаются насквозь). Как указывалось выше, медь и сплавы на ее основе активно взаимодействуют с кислородом и парами воды при нагреве, поэтому при термообработке полуфабрикатов и изделий из меди и ее сплавов часто применяют защитные атмосферы. Отжиг меди и ее сплавов проводят с целью устранения отклонений от равновесной структуры, возникших в процессе кристаллизации или в результате механического воздействия либо предшествующей термической обработки (рис. 5.1.). Гомогенизационный отжиг заключается в нагреве слитков до максимально возможной температуры, не вызывающей оплавления структурных составляющих сплавов. Ввиду того что дендритная ликвация в меди и латунях проявляется незначительно, то нагрева слитков под горячую обработку давлением вполне достаточно для их гомогенизации. Дендритная ликвация интенсивно развивается в основном в оловянных бронзах, поэтому они нуждаются в гомогенизационном отжиге. Рекристаллизационный отжиг является наиболее распространенной термической операцией, применяемой при производстве полуфабрикатов из меди и сплавов на ее основе. Температуру отжига латуней рекомендуют выбирать примерно на 250 – 350 °С выше температуры начала рекристаллизации. При этом необходимо учитывать, что на температуру рекристаллизации латуней также влияет предшествующая обработка, в частности, степень деформации и величина зерна. 87 Неполный отжиг, продолжительность которого определяется степенью предварительной деформации, проводят в интервале 250 – 400 °С. Для соблюдения точного технологического режима такой отжиг следует проводить в протяжных печах, где строго контролируется рабочая температура и продолжительность выдержки (скорость протяжки). Данный вид отжига актуален для латуней, содержащих более 15 % цинка. Они склонны к «сезонному растрескиванию», этот вид брака вызывается остаточными и приложенными напряжениями. Для снятия указанных напряжений и применяется неполный отжиг. Отжиг для уменьшения остаточных напряжений проводят при температуре ниже температуры начала рекристаллизации с тем, чтобы заметно не снижались механические свойства, полученные нагартовкой. Как правило, такой отжиг выполняется в температурном интервале от 250 до 330 оС, в течение 1 – 2 ч. Рис. 5.1. Диаграмма состояния системы Cu – Zn и температурные интервалы: 1 – нагрев под обработку давлением; 2 – рекристаллизационный отжиг; 3 – отжиг для уменьшения остаточных напряжений 88 5.3. Особенности термической обработки бериллиевых бронз К медным сплавам, упрочняемым термической обработкой, относятся бериллиевые бронзы, они содержат 1,8 – 2,5 % бериллия (БрБ2). Данные бронзы характеризуются чрезвычайно высокими пределами упругости, текучести и прочности, твердостью, а также высокой электропроводностью, теплопроводностью, сопротивлением усталости и ползучести, износостойкостью и коррозионной стойкостью, поэтому бериллиевые бронзы широко применяются для изготовления упругих элементов ответственного назначения. Характерной особенностью бериллиевых бронз является переменная уменьшающаяся с понижением температуры зависимость растворимости бериллия в меди, т. е. они являются дисперсионно упрочняемыми сплавами. Общепринятый диапазон температур нагрева под закалку – 760 – 780 °С, при этом скорость охлаждения бериллиевых бронз должна быть достаточно велика. Выше этих температур не следует нагревать из-за опасности роста зерна и ухудшения служебных характеристик. В закаленном состоянии бериллиевые бронзы отличаются высокой пластичностью и технологичностью. Это объясняется тем, что после закалки они имеют структуру пересыщенного α-раствора. Распад пересыщенного α-раствора начинается с формирования тонкопластических образований промежуточной γ'-фазы. Фаза γ' характеризуется тетрагональной объемно-центрированной решеткой с упорядоченным расположением атомов. По мере развития старения размер выделений γ'-фазы увеличивается, а тетрагональность решетки уменьшается. Необходимо отметить, что на определенной стадии старения при повышенных температурах γ'-фаза превращается в стабильную γ-фазу с составом, близким к CuBe. Главным фактором, определяющим возникновение напряжений, является различие интенсивности объемных изменений в поверхностных и срединных слоях детали уже в процессе закалки. Именно эта неоднородность оказывает влияние и на распад твердого раствора при старении, что сопровождается значительным объемным эффектом, даже если деталь имеет небольшую толщину. Наибольшее упрочнение при старении обеспечивают выделения γ'-фазы в форме пластинок толщиной 5 – 10 нм, что достигается в результате старения при 320 – 340 °С в течение 2 – 5 ч. 89 Контрольные вопросы 1. Как влияют примеси на свойства меди? Опишите влияние легирующих элементов на свойства меди и сплавов на ее основе. 2. Какова классификация медных сплавов? 3. Каким видам отжига подвергают медные сплавы? 4. С какой целью латуни подвергают неполному отжигу? 5. Чем руководствуются при выборе режимов отжига меди и ее сплавов? 6. Каким образом достигается упрочнение бериллиевых бронз? Глава 6. Термическая обработка титановых сплавов Как известно, титан немного тяжелее алюминия, но в три раза прочнее его, к тому же титан и его сплавы обладают высокой коррозионной стойкостью, жаростойкостью. Удельная прочность титановых сплавов выше, чем у легированных сталей. Данные сплавы широко используются в качестве конструкционного материала в самолетостроении, ракетной технике и т. д. Титановые сплавы классифицируются: – по способу производства (деформируемые и литейные); – механическим свойствам (нормальной прочности, высокопрочные, жаропрочные и повышенной пластичности); – способности упрочняться термической обработкой (упрочняемые и неупрочняемые); – структуре. 6.1. Влияние примесей и легирующих элементов на свойства титана и его сплавов Свойства титана существенно зависят от чистоты металла. Несмотря на то что примеси повышают прочность, они резко снижают пластичность. Следует отметить, что наиболее сильное отрицательное влияние на титан оказывают примеси внедрения, такие как кислород, углерод, азот и водород. 90 Титан – это химически активный металл, однако он обладает во многих агрессивных средах чрезвычайно высоким сопротивлением коррозии, что объясняется образованием на поверхности металла плотной защитной оксидной пленки (TiO2). Несмотря на высокую коррозионную стойкость, под действием напряжений может наблюдаться коррозионное растрескивание изделий из титана. Титан при высоких температурах активно взаимодействует с большинством веществ, особенно с газами: с кислородом, водородом, водяным паром, окисью углерода и т. п. Технический титан особо интенсивно взаимодействует с кислородом при температурах выше 700 °С. Легирующие элементы оказывают существенное влияние на температуру полиморфного превращения. По этому влиянию их подразделяют на три группы. В первую группу включают α-стабилизаторы, т. е. элементы, повышающие температуру полиморфного превращения титана. К их числу относятся алюминий, галлий, индий, углерод, азот и кислород. Некоторые элементы данной группы могут образовывать с титаном химические соединения. Большинство легирующих элементов относится ко второй группе, которая представлена элементами, понижающими температуру полиморфного превращения титана (β-стабилизаторы): марганец, железо, хром, молибден, ванадий и др. Некоторые из них образуют с титаном интерметаллидные соединения TixMy. В сплавах, легированных такими элементами (эвтектоидобразующими), протекает эвтектоидное превращение: β → α + TixMy. Образование эвтектоида приводит к охрупчиванию фазы. Такое превращение протекает медленно, и после обычных скоростей охлаждения в структуре сохраняется не претерпевшая превращение β. К третьей группе относятся легирующие элементы, мало влияющие на температуру полиморфного превращения титана, такие как олово, цирконий, германий, гафний и торий. Эти элементы называют нейтральными упрочнителями. Как правило, основным легирующим элементом во всех промышленных титановых сплавах является алюминий. Кроме того, в них могут содержаться нейтральные элементы (цирконий, олово). Для повышения механических свойств промышленные сплавы титана дополнительно 91 легируют молибденом, ванадием, марганцем, железом, хромом, ниобием и др. Влияние структуры и термической обработки на свойства титановых сплавов рассмотрено далее. 6.2. Влияние структуры на свойства титановых сплавов В настоящее время основной классификацией титановых сплавов принято считать классификацию по фазовому составу, т. е. по структуре в отожженном состоянии. Она была предложена С. Г. Глазуновым. В соответствии с этой классификацией различают: α-сплавы, псевдо-α-сплавы, (α + β)-сплавы, псевдо-β-сплавы и β-сплавы. α-сплавы (ВТ5, ВТ5-1) имеют структуру твердого раствора легирующих элементов в α-титане. Кроме алюминия их могут легировать нейтральными элементами (Sn, Zr) и небольшим количеством β-стабилизаторов (Mn, Fe, Cr, Mo). Данные сплавы характеризуются невысокой прочностью и низкой технологичностью, они не упрочняются термически. Однако такие сплавы отличаются хорошей свариваемостью и высокими механическими свойствами при криогенных температурах. В псевдо-α-сплавах (ОТ4, ВТ20) вследствие легирования β-стабилизаторами (Mn, Mo, V и др.) помимо α-фазы в структуре присутствует небольшое количество β-фазы (1 – 4 %). Данные сплавы сохраняют положительные свойства α-сплавов, а присутствие в них небольшого количества β-фаз увеличивает их технологическую пластичность. Такие сплавы хорошо обрабатываются давлением. (α + β)-сплавы состоят из α- и β-растворов. Они обладают наилучшим сочетанием свойств. По структуре после закалки различают сплавы мартенситного (ВТ6, ВТ14, ВТ23) и переходного (ВТ22) классов. (α + β)-сплавы мартенситного класса менее легированы, содержание β-фазы в них не превышает 25 %. Для (α + β)-сплавов переходного класса характерно большее содержание β-фазы (50 %), что обусловливает высокую прочность таких сплавов как в отожженном, так и в закаленном состояниях. Псевдо-β-сплавы (ВТ15, ВТ32) имеют структуру β-раствора с небольшим количеством α-фазы. Псевдо-β-сплавы после закалки приобретают структуру метастабильной β-фазы. В таком состоянии имеют 92 невысокую прочность, но отличаются достаточной пластичностью, что и обеспечивает хорошую обрабатываемость давлением. β-сплавы (4201) состоят из β-растворов и отличаются хорошей коррозионной стойкостью, однако имеют ограниченное применение ввиду большей себестоимости. 6.3. Особенности термической обработки титановых сплавов На производстве титановые сплавы в зависимости от их состава и назначения подвергают отжигу, закалке и старению, химико-термической обработке (азотированию, силицированию). Следует отметить, что гомогенизация титановых слитков существенно не влияет на характер структуры и уровень механических свойств полуфабрикатов, поэтому гомогенизационный отжиг для титановых сплавов не применяют. Как указывалось выше, сплавы, имеющие структуру α-раствора, не упрочняются термически. Их подвергают рекристаллизационному отжигу. Температура такого отжига должна быть выше температуры рекристаллизации, но, чтобы предотвратить сильный рост зерна в β-области, она не должна превышать температуры превращения α + β → β. Для α- и (α + β)-сплавов рекристаллизационный (простой) отжиг рекомендуют проводить при 650 – 850 °С. Для получения высокой пластичности и наибольшей термической стабильности при термообработке (α + β)-сплавов также могут применять изотермический отжиг. Данный отжиг включает в себя нагрев до 850 – 950 °С, последующее охлаждение на воздухе до 550 – 650 °С, выдержку при этой температуре и охлаждение на воздухе. Некоторые из (α + β)-сплавов подвергают упрочняющему двойному отжигу. При таком отжиге в отличие от изотермического после нагрева до температуры отжига следует охлаждение на воздухе, а потом повторный нагрев до 550 – 650 °С. При такой обработке достигается некоторое повышение прочности за счет небольшого снижения пластичности. Так как в титановых сплавах нельзя измельчить зерно за счет полиморфного превращения, то отжиг с полной фазовой перекристаллизацией для этой цели практически не применяется. 93 Для α- и (α + β)-сплавов также применяют неполный отжиг при температуре 500 – 600 оС продолжительностью 0,5 – 2 ч с последующим охлаждением на воздухе. Цель такой термообработки заключается в снятии внутренних напряжений, возникающих при механической обработке и сварке. При снятии напряжений, возникших при сварке, продолжительность неполного отжига может достигать 12 ч. (α + β)-сплавы могут упрочняться термической обработкой за счет закалки и последующего старения. Так же как и при закалке стали, в титановых сплавах при быстром охлаждении происходит мартенситное превращение, которое протекает в интервале температур Мн и Мк (рис. 6.1). Рис. 6.1. Структура сплавов титана с β-стабилизатором после закалки При количестве β-стабилизаторов в сплаве менее С1 в результате закалки образуется только мартенситная α′- и α′′-фазы: • α′-мартенсит, фаза игольчатого строения, представляет собой пересыщенный твердый раствор замещения легирующих элементов в α-титане, имеет ГПУ-решетку; • α′′-мартенсит, образуется при большей степени легированности, имеет ромбическую решетку. 94 После закалки малолегированных титановых сплавов образуется α′-фаза, в более легированных (α + β)-сплавах – α′′-фаза. При переходе от α′- к α′′-структуре наблюдается уменьшение прочности и твердости сплавов и повышение их пластичности. В результате закалки сплавов, содержащих β-стабилизаторов более С1, образуется α′- (α′′-) и метастабильная β-фаза, представляющая собой твердый раствор легирующих элементов в β-титане с ОЦК-решеткой. А при содержании β-стабилизаторов более Ск структура сплавов – только β-раствор. Следует отметить, что в такой структуре может образовываться метастабильная ω-фаза с гексагональной структурой, которая сильно охрупчивает сплав. Закалку (α + β)-сплавов проводят от температур, соответствующих (α + β)-области. В результате такой закалки α-фаза остается без изменений, а β-фаза претерпевает превращения. Так при закалке с температур выше tк состав β-фазы будет меньше Ск, и после быстрого охлаждения она полностью или частично испытает мартенситное превращение. Следовательно, в зависимости от состава сплава после закалки из (α + β)-области с температур выше tк смогут образовываться следующие структуры: α + α′, α + α′ (α′′) + β и β + ω. Для промышленных сплавов температура закалки составляет 750 – 950 °С. При последующем старении закаленных титановых сплавов происходит их упрочнение вследствие распада мартенситных α′-, α′′-фаз и метастабильной β-фазы с выделением дисперсных частиц α- и β-фаз. Во избежание хрупкости из-за возможного выделения ω-фазы, особенно при нагреве до β-области, применяют высокую температуру старения 450 – 550 °С. Закалку и старение проводят для полуфабрикатов небольшого сечения, тогда как крупные полуфабритаты редко подвергают упрочняющей обработке ввиду низкой прокаливаемости, их значительной деформации при быстром охлаждении и большой чувствительности к концентраторам напряжений. С целью повышения твердости, износостойкости и жаропрочности титановые сплавы могут подвергать азотированию. Азотирование проводят при 900 – 950 оС, толщина диффузионного слоя составляет 50 – 150 мкм. Для получения такого слоя время выдержки достигает 50 ч. Для уменьшения хрупкости азотированного слоя заготовки подвергают вакуумному отжигу при 800 – 900 °С. Состав и свойства некоторых титановых сплавов приведены в табл. 6.1. 95 Таблица 6.1 Химический состав и механические свойства некоторых титановых сплавов Сплав Механические свойства KCU, σв, δ, % ψ, % Дж/см2 МПа Химический состав, % α-сплавы ВТ5 4,5 – 6,2 Al; 1,2 V; 0,8 Mo; 0,3 Zr 750 – 900 10 25 50 ВТ5-1 4,3 – 6,0 Al; 1,0 V; 2 – 3 Sn; 0,3 Zr 750 – 1000 10 25 40 псевдо-α-сплавы ОТ4-1 1,5 – 2,5 Al; 0,7 – 2,0 Mn; 0,3 Zr 600 – 750 15 35 45 ОТ4 3,5 – 5,0 Al; 0,8 – 2,0 Mn; 0,3 Zr 700 – 900 12 30 40 5,5 – 7,0 Al; 0,8 – 2,5 V; 950 – 1150 10 25 40 ВТ20 0,5 – 2,0 Mo; 1,5 – 2,5 Zr (α + β)-сплавы 900 – 1100/ 10/6 30/20 40/30 ВТ6 5,3 – 6,8 Al; 3,5 – 5,3 V; 0,3 Zr 1100 3,5 – 6,3 Al; 0,9 – 1,9 V; 900 – 1070/ 10/6 35/12 50/25 ВТ14 2,5 – 3,8 Mo; 0,3 Zr 1100 4,4 – 5,7 Al; 4,0 – 5,5 V; 1100 – 1250/ 9/6 25/16 30/20 ВТ22 4,0 – 5,5 Mo; 0,8 – 1,2 Cr; 0,3 Zr 1300 Примечание. Механические свойства сплавов ВТ6, ВТ14, ВТ22 приведены в числителе в отожженном состоянии, в знаменателе – после закалки и старения. Контрольные вопросы 1. Почему титан обладает высокой коррозионной стойкостью? 2. Как классифицируют титановые сплавы? 3. Каково влияние примесей на свойства титановых сплавов? 4. Как влияют легирующие элементы на структуру и свойства титановых сплавов? Какими элементами легируют промышленные титановые сплавы? 5. Каким видам отжига подвергают сплавы на основе титана? 6. Опишите превращения, протекающие при закалке титановых сплавов. 7. Как влияет старение на структуру и свойства титановых сплавов? 8. При какой температуре проводят старение, чтобы избежать хрупкости из-за возможного выделения ω-фазы? 96 Глава 7. Термическая обработка никелевых сплавов Никель является ферромагнитным металлом, но его ферромагнетизм менее сильно выражен по сравнению с железом. Точка Кюри для никеля равна 358 °С. Никель, как и титан, характеризуется высокой коррозионной стойкостью вследствие образования на его поверхности тонкой и прочной защитной пленки. Следует отметить, что при высокотемпературном окислении никеля образуются два оксидных слоя: внутренний – светлозеленый и внешний – темно-зеленый, которые состоят из оксида NiO, но отличаются количеством абсорбированного кислорода. Никель при комнатной температуре не взаимодействует с сухими газами (галогенами, оксидами азота, сернистым газом, аммиаком), но присутствие влаги заметно повышает скорость его коррозии в этих средах. Никель, загрязненный кислородом, склонен к водородной болезни [11]. Никель широко применяется в технике, данный металл используют как основу для специальных сплавов. Однако ввиду высокой стоимости его использование целесообразно в случаях, когда невозможно применение стали. 7.1. Влияние примесей и легирующих элементов на свойства никеля За небольшим исключением, содержание большинства примесей в никеле не превышает сотых и тысячных долей процента. К наиболее вредным примесям в никеле и сплавах на его основе относятся висмут, свинец, сурьма, мышьяк, сера, фосфор и кадмий. Висмут и свинец нерастворимы в никеле и даже при сравнительно низких температурах приводят к появлению жидкой фазы, что вызывает красноломкость никеля. При содержании этих элементов в количестве свыше 0,002 % становится невозможной горячая обработка металла. Сера также придает никелю краcноломкость, вследствие этого ухудшаются свойства металла при обработке давлением. Нейтрализуют влияние серы присадками марганца и (или) магния. Сурьма и мышьяк ухудшают обрабатываемость давлением никеля и его сплавов, а фосфор и кадмий резко снижают их механические, физические и технологические свойства. 97 Углерод в количестве до 0,1 % практически не влияет на свойства металла, но при большем содержании он выпадает из твердого раствора при отжиге и снижает пластичность холодного металла. Алюминий увеличивает электросопротивление никеля. Данный металл широко применяется в качестве легирующего элемента. Сплавы никеля, легированные алюминием, отличаются высокой жаропрочностью и устойчивостью к коррозии. Кремний используют для раскисления никеля, что благоприятно влияет на литейные свойства, химическую стойкость и прочность металла. Кобальт повышает прочность, жаропрочность и жаростойкость никеля. Марганец улучшает технологические и механические свойства никеля и электросопротивление. Железо практически не оказывает ощутимого влияния на свойства никеля. Следует отметить, что при высоких температурах в никеле в больших концентрациях (до 35 – 40 %) растворяются многие тугоплавкие металлы (хром, ванадий, молибден, тантал, вольфрам); максимальной растворимостью в никеле (от 2,5 до 20 %) обладают алюминий, титан, ниобий, бериллий и кремний. С понижением температуры растворимость легирующих элементов, дающих с никелем ограниченные растворы, уменьшается, что создает предпосылки для дисперсионного твердения [11]. 7.2. Классификация сплавов на основе никеля Промышленные сплавы на основе никеля классифицируют по химическому составу, способу производства и области применения. По способу производства заготовок различают литейные, деформируемые и диспергированные сплавы. По области применения они подразделяются на следующие группы: – жаростойкие; – жаропрочные; – коррозионностойкие; – специальные (с особыми физическими свойствами). Основу большинства жаростойких сплавов составляет система никель – хром. Система Ni – Cr относится к эвтектическому типу, в ней 98 присутствуют довольно обширные области твердых растворов. Несмотря на то что с понижением температуры области ограниченных растворов уменьшаются, даже при комнатной температуре сохраняется довольно большая растворимость хрома в никеле (~ 30 % Сr). Легирование никеля хромом сильно повышает стойкость металла против окисления при высоких температурах. Для существенного повышения жаростойкости никелевых сплавов минимальное количество хрома должно составлять 20 – 25 %. Максимальная жаростойкость в сплавах данной системы достигается при содержании хрома равном 40 %. Следует понимать, что жаростойкие никелевые сплавы не отличаются высокой прочностью и жаропрочностью. Для повышения механических свойств, жаростойкости и улучшения окалиностойкости никелехромовые сплавы дополнительно легируют алюминием и кремнием. Микродобавки церия и бария позволят затруднить рост оксидной пленки. Жаропрочные сплавы являются наиболее важной группой сплавов на основе никеля, их разбивают на три подгруппы: деформируемые, литейные и дисперсно-упрочненные. С целью получения высокой жаропрочности в жаростойкую матрицу вводят дисперсные частицы, что достигается введением в систему Ni – Cr (~ 20 % Cr) алюминия и титана, растворимость которых уменьшается с понижением температуры. Наибольший эффект дает комплексное легирование. Чем сложнее состав, тем выше жаропрочность сплава. Растворное упрочнение повышает жаропрочность примерно до 0,6 – 0,65 Tпл. Жаропрочность также можно увеличить за счет создания дисперсных выделений упрочняющих фаз в матрице, что достигается термической обработкой (закалка с последующим старением) и методами порошковой металлургии. Кроме того, повышение жаропрочности литейных сплавов достигается за счет введения в сплав компонентов, образующих в процессе кристаллизации новую, более твердую и тугоплавкую фазу (интерметаллид, или фаза внедрения). По своему химическому составу литейные жаропрочные сплавы близки к высокожаропрочным деформируемым сплавам, однако отличаются от них следующими преимуществами [11]: 99 – более высокими жаропрочными свойствами при высоких температурах в связи с возможностью введения в сплавы легирующих элементов в больших концентрациях, поскольку высокая технологическая пластичность не требуется при получении фасонных отливок; – более высоким коэффициентом использования металла (0,8 – 0,95 вместо 0,15 – 0,25 для деформируемых сплавов); – меньшей трудоемкостью изготовления типовых для этих сплавов деталей; – возможностью получения пустотелых водоохлаждаемых лопаток; – возможностью получения направленно закристаллизованных и монокристаллических структур. Основной недостаток литейных сплавов – пониженная пластичность, особенно в интервале рабочих температур. В табл. 7.1 приведены химический состав и механические свойства некоторых деформированных и литейных сплавов на основе никеля при высоких температурах. 100 101 Сплав Химический cостав, % 101 σв, МПа, при t, °С 20 600 700 800 900 1000 Деформируемые ХН78Т 0,12 С; 19 – 22 Cr; 0,15 – 0,35 Ti 780 – 400 180 110 65 0,07 С; 19 – 22 Cr; 2,4 – 2,8 Ti; ХН77ТЮP 1000 950 840 560 400* – 0,60 – 1,00 Al 0,12 С; 13 – 16 Cr; 1,8 – 2,3 Ti; 1,7 – 2,3 Al; 5 – 7 W; 2 – 4 Мо; 0,1 – 0,5 1150 1000 900 740 500 – ХН70ВМТЮ V; 0,10 Ba 0,12 С; 9 – 12 Cr; 12 – 16 Со; ХН55ВМТФКЮ 1,4 – 2,0 Ti; 3,6 – 4,5 Al; 4,5 – 6,5 W; 1200 950 850 650 – 300 4 – 6 Мо; 0,2 – 0,8 V; 0,10 Ba 0,10 С; 8,5 – 10,5 Cr; 4 – 6 Со; 1250 980 980 930 620 300 ХН62ВМКЮ 4,2 – 4,9 Al; 4,3 – 6,0 W; 9,0 – 11,5 Мо Литейные 0,11 – 0,16 С; 14 – 18 Cr; 1,6 – 2,3 Ti; ЖС3 750 – – 560 300 – 1,6 – 2,2 Al; 4,5 – 6,5 W; 3,0 – 4,5 Мо 0,11 – 0,18 С; 11,5 – 13,0 Cr; ЖС6 2,2 – 2,8 Ti; 4,7 – 5,2 Al; 6 – 8 W; 1050 – – 850 780 480 4,0 – 5,5 Мо 0,13 – 0,20 С; 10,5 – 12,5 Cr; ЖС6К 4 – 5 Со; 2,5 – 3,0 Ti; 5 – 6 Al; 1050 – – 920 780 530 4,5 – 5,5 W; 3,5 – 4,5 Мо Примечание. * – при температуре 850 °С – 24 17 10 18 – – – 40 24 20 12 18 8,5 1 2,5 – – – 10 10 10 22 35 90 4 12 17 15 2 2 0,5 2,5 3 8 10 9 15 18* 70 4,5 6 – 17 20 – – 100 при t, °С 20 600 700 800 900 1000 Таблица 7.1 Химический состав и механические свойства сплавов на основе никеля при высоких температурах 7.3. Особенности термической обработки жаропрочных никелевых сплавов Жаропрочные никелевые сплавы с целью получения оптимального сочетания количества, формы, размеров и распределения упрочняющей фазы подвергают упрочняющей термической обработке, состоящей из закалки и старения. Температура нагрева под закалку выбирается такой, чтобы она была достаточно высокой для наиболее полного растворения γ'-фазы (Ni3Al). В зависимости от состава сплава температура нагрева находится в пределах 1080 – 1220 °С. Следует понимать, что чем выше жаропрочные характеристики сплава, тем выше температуры полного растворения γ'-фазы. В отличие от конструкционных сталей при термообработке жаропрочных никелевых сплавов необходимы весьма точная регулировка температуры и контроль за однородностью температурного поля. Длительность нагрева под закалку может составлять от 2 до 12 ч. Кроме того, детали рекомендуют защищать от непосредственного радиационного действия нагревателей. Для этого можно вести термообработку в муфельных печах или применять экраны, однако лучше всего проводить термическую обработку в печах с инертной или защитной средой. Охлаждение при закалке, как правило, осуществляют на воздухе ввиду низкой скорости выделения γ'-фазы. Более резкое охлаждение (в воде) вызывает образование трещин. В некоторых случаях для обеспечения более высоких пластических свойств по сравнению с одинарной закалкой никелевые сплавы подвергают двойной закалке, которую ведут в следующей последовательности: нагрев под температуру первой закалки выше линии сольвус (1080 – 1220 °С), охлаждение и повторная закалка с более низких температур (1000 – 1050 °С). Цель первой закалки – наиболее полное растворение упрочняющих фаз; цель второй закалки – определенная гетерогенизация структуры за счет выделения и коагуляции карбидов, а в высоколегированных сплавах – частичный распад пересыщенного раствора по схеме γ → γ' с образованием достаточно крупных частиц γ'. В зависимости от состава сплава старение проводят при температурах 700 – 950 °С. В процессе старения происходит выделение γ'. Если в результате закалки произошел частичный распад γ → γ', то в процессе старения наблюдается укрупнение ранее выделенных частиц 102 и образование новых. Старение можно вести в печах с воздушной атмосферой ввиду незначительного окисления при этих температурах. Одним из широко применяемых в промышленности жаропрочных сплавов на основе никеля является сплав ХН77ТЮР. Детали, изготовленные из него, подвергаются следующей термической обработке: закалка с температуры 1080 ± 10 °С, охлаждение на воздухе, последующее старение при 750 – 790 °С в течение 16 ч с охлаждением на воздухе. Следует понимать, что растворение карбидов хрома происходит при 1150 °С, но при такой температуре наблюдается резкий рост зерна. Для того чтобы ограничить рост зерна за счет некоторого количества нерастворенных карбидов, выбирают температуру закалки 1080 °С. Старение должно проводиться при температурах на 40 – 50 °С выше, чем температура эксплуатации. Это необходимо для того, чтобы γ'-фаза выделилась в полной мере и достигла некоторого стабильного размера, который бы незначительно изменялся при длительной выдержке в интервале более низких температур. Контрольные вопросы 1. Как влияют примеси на свойства никеля? Как нейтрализовать влияние серы? 2. С какой целью никелевые сплавы легируют алюминием, кобальтом, марганцем? 3. Как классифицируют никелевые сплавы по способу производства и применению? 4. Каким образом достигается высокая жаропрочность никелевых сплавов? 5. С какой целью проводят закалку жаропрочных никелевых сплавов? Как выбирают температуру нагрева под закалку? 6. Опишите превращения, происходящие при старении. 103 Глава 8. Термическая обработка магниевых сплавов Ввиду низких механических свойств и неустойчивости против коррозии, особенно с увеличением температуры, магний не применяется в качестве конструкционного материала. Однако благодаря малой плотности и высокой удельной прочности сплавы на основе магния применяются в различных отраслях промышленности. Магниевые сплавы классифицируют: – по способу производства (деформируемые и литейные); – плотности (легкие и сверхлегкие); – способности упрочняться термической обработкой (упрочняемые и не упрочняемые); – возможным температурам эксплуатации (общего назначения, жаропрочные, высокожаропрочные, для эксплуатации при криогенных температурах). 8.1. Влияние легирующих элементов на свойства магния и его сплавов Магний является химически активным металлом. Оксидная пленка, образующаяся на поверхности, не обладает достаточными защитными свойствами, так как ее плотность значительно выше, чем плотность самого магния, что вызывает растрескивание. Магний относительно устойчив против коррозии только в сухой атмосфере. При нагреве магний интенсивно окисляется, а при температуре выше 623 °С воспламеняется на воздухе. В качестве легирующих элементов широко используют алюминий, цинк, марганец, которые способны в некотором количестве растворяться в магнии: Al – до 12,1 % при 436 °С, Zn – до 8,4 % при 340 °С, Mn – до 3,3 % при 645 °С. Введение алюминия и цинка приводит к упрочнению сплава, а марганца – к увеличению коррозионной стойкости и уменьшению размеров зерна. В магниевых сплавах общего назначения наиболее распространенными легирующими элементами ввиду большей доступности и меньшей стоимости являются алюминий и цинк. Однако упрочняющее действие этих веществ сохраняется лишь до 150 – 200 °С. Кроме вышеуказанных химических элементов также применяют цирконий, кадмий, церий, неодим, торий и другие элементы. Цирконий и церий используют в качестве модификаторов. Особенно эффективно модифицирует структуру сплавов магния цирконий. 104 Добавка 0,5 – 0,7 % Zr уменьшает размер зерна магния в 80 – 100 раз [18, с. 375]. Неодим и в меньшей степени торий наиболее сильно повышают жаропрочные свойства при 150 – 200 °С. Но легирование торием обеспечит более высокую твердость по сравнению с неодимом при температурах 250 – 300 °С. В табл. 8.1 приведены химический состав наиболее распространенных деформируемых магниевых сплавов (ГОСТ 14957-76), механические свойства и указана предельная рабочая температура. Таблица 8.1 Химический состав и механические свойства магниевых деформируемых сплавов Механические свойства Система Mg – Mn Сплав Химический состав, % МА1 1,3 – 2,5 Mn 1,3 – 2,2 Mn; МА8 0,15 – 0,35 Ce Mg – Al – 3,0 – 4,0 Al; Zn – Mn МА2 0,15 – 0,50 Mn; 0,2 – 0,8 Zn 7,8 – 9,2 Al; МА5 0,15 – 0,50 Mn; 0,2 – 0,8 Zn Mg – Zn – 5,6 – 6,0 Zn; МА14 Zr 0,3 – 0,9 Zr МА15 2,5 – 3,5 Zn; 1,2 – 2,0 Cd; 0,45 – 0,90 Zr, 0,7 – 1,1 La МА19 5,5 – 7,0 Zn; 1,4 – 2,0 Nd; 0,2 – 1,0 Cd; 0,5 – 0,9 Zr МА20 1,0 – 1,5 Zn; 0,12 – 0,25 Ce; 0,05 – 0,12 Zr 240 – 260 130 – 140 Предельная рабочая темпераδ, % тура, °С 5–6 150 240 – 260 120 – 150 7–1 200 260 – 280 160 – 180 10 150 8 150 σв, МПа 310 σ0,2, МПа 220 340 – 350 290 – 300 9 – 10 125 300 – 320 250 – 260 6 – 14 150 380 – 400 330 – 360 5–8 150 240 – 260 140 – 180 15 – 20 150 105 Окончание табл. 8.1 Механические свойства Система Сплав Химический состав, % σв, МПа σ0,2, МПа δ, % Предельная рабочая температура, °С Mg – РЗМ МА11 1,5 – 2,5 Mn; 2,5 – 3,5 Nd; 260 130 9,5 250 0,10 – 0,22 Ni МА12 2,5 – 3,5 Nd; 280 140 14 200 0,3 – 0,8 Zr Mg – Li МА18* 0,5 – 1,0 Al; 0,1 – 0,4 Mn; 150 – 220 110 – 170 15 – 40 – 2,0 – 2,5 Zn; 0,15 – 0,35 Ce; 10,0 – 11,5 Li МА21 4,3 – 5,3 Al; 0,00 – 0,10 Mn; 1,0 – 2,0 Zn; 230 – 250 180 – 200 14 – 20 100 0,00 – 0,20 Се; 4,0 – 5,0 Cd; 7,5 – 9,0 Li Примечание. Механические свойства указаны для прессованных полуфабрикатов [11]. * – сплав может работать при нормальной и криогенных температурах. Для обеспечения высокой жаропрочности необходимо, чтобы интерметаллидные дисперсные фазы слабо разупрочнялись при повышении температуры и медленно коагулировали. Фазы, которые образует магний с соседними с ним по Периодической таблице Д. И. Менделеева элементами, не являются жаропрочными. Например, такие фазы, как Mg4Al3, MgZn, Mg2Ca, при нагреве до 300 °С теряют 70 – 90 % исходной твердости. Фазы, которые магний образует с переходными и редкоземельными элементами, являются жаропрочными. Фазы Mg4Th, Mg9Ce – наиболее жаропрочны, они теряют менее 50 % исходной твердости. Промежуточное положение между этими двумя группами фаз занимает интерметаллид Mg9Nd [11]. Следует отметить, что необходимые механические свойства данных сплавов можно получить не только за счет растворного упрочнения, а также их можно достигнуть формированием многофазных структур, механическим воздействием и термической обработкой. 106 8.2. Особенности термической обработки магниевых сплавов В термической обработке магниевых и алюминиевых сплавов много общего, что объясняется отсутствием в них полиморфных превращений. Поэтому магниевые сплавы, как и алюминиевые, подвергают отжигу, закалке и старению. К данным сплавам применимы следующие виды отжигов: диффузионный (гомогенизация), рекристаллизационный и отжиг для снятия внутренних напряжений. Гомогенизацию деформируемых магниевых сплавов, как правило, совмещают с нагревом под горячую обработку давлением. Следует учитывать, что они имеют низкую скорость диффузионных процессов. Поэтому при совмещении двух вышеуказанных операций требуется более длительный нагрев. С целью повышения технологичности магниевых отливок для устранения ликвации легирующих элементов также проводят гомогенизацию. Режимы отжига: 400 – 490 °С в течение 10 – 24 ч. С целью устранения наклепа и снижения анизотропии механических свойств магниевые сплавы подвергаются рекристаллизационному отжигу. Температура начала рекристаллизации магниевых сплавов примерно равна 150 – 300 °С. Поэтому рекристаллизационный отжиг проводится при 250 – 350 °С. Деформируемые полуфабрикаты из магниевых сплавов также подвергают отжигу для снятия внутренних напряжений. Данную обработку проводят при температурах ниже температуры рекристаллизации сразу же после технологической обработки, создающей остаточные напряжения. Закалка с последующим старением является упрочняющей термической обработкой для ряда магниевых сплавов. По причинам, изложенным выше, требуется длительная выдержка при нагреве под закалку (до 30 ч). Пересыщенные твердые растворы на основе магния, за исключением сплавов магния с РЗМ, фиксируются при относительно небольших скоростях охлаждения, что позволяет закаливать магниевые сплавы на воздухе, иногда их закаливают в кипящей воде. Выдержка закаленных магниевых сплавов при комнатной температуре не вызывает каких-либо структурных изменений, поэтому естественное старение этих сплавов не происходит, за исключением магниевых 107 сплавов, легированных литием (система Mg – Li). При естественном старении необходимы высокие температуры (до 200 °С) и длительная выдержка (до 16 – 24 ч). Наибольшее упрочнение достигается у магниевых сплавов, легированных неодимом. Следует отметить, что многие сплавы закаливаются при охлаждении отливок и полуфабрикатов после горячей обработки давлением на воздухе, поэтому они могут упрочняться при последующем искусственном старении без предварительной закалки. С целью значительного повышения предела прочности и особенно предела текучести магниевые сплавы подвергают термомеханической обработке. ВТМО магниевых сплавов заключается в пластическом деформировании при температуре закалки и последующем старении. НТМО состоит в деформировании металла при температурах ниже температуры рекристаллизации. В табл. 8.2 приведены химический состав и механические свойства наиболее применяемых отечественных литейных магниевых сплавов. Согласно ГОСТ 2856-79 установлены следующие обозначения видов термической обработки. Т1 – старение; Т2 – отжиг; Т4 – гомогенизация и закалка на воздухе; Т6 – гомогенизация, закалка на воздухе и старение; Т61 – гомогенизация, закалка в воде и старение. Таблица 8.2 Химический состав и механические свойства магниевых литейных сплавов (ГОСТ 2856-79) Система Mg – Al – Zn Mg – Zn – Zr Сплав Химический состав, % 5,0 – 7,0 Al; 0,15 – 0,50 Mn; 2,0 – 3,5 Zn 7,5 – 9,0 Al; 0,15 – 0,50 Mn; МЛ5 0,2 – 0,8 Zn 9,0 – 10,2 Al; 0,1 – 0,5 Mn; МЛ6 0,6 – 1,2 Zn 5,5 – 6,6 Zn; 0,7 – 1,1 Zr; МЛ8 0,2 – 0,8 Cd МЛ12 4,0 – 5,0 Zn; 0,6 – 1,1 Zr 4,0 – 5,0 Zn; 0,7 – 1,1 Zr; МЛ15 0,6 – 1,2 La МЛ4 108 Вид ТО Механические свойства σв, σ0,2, δ, % МПа МПа Т4 220 80 5 Т2 Т4 160 235 85 90 2 5 Т6 225 140 1 Т6 265 170 4 Т1 230 130 5 Т1 210 130 3 Окончание табл. 8.2 Система Mg – РЗМ – Zr Сплав Химический состав, % 0,4 – 1,0 Zr; 1,9 – 2,6 Nd; 0,2 – 0,8 ln 0,1 – 0,7 Zn; 0,4 – 1,0 Zr; МЛ10 2,2 – 2,8 Nd 0,2 – 0,7 Zn; 0,4 – 1,0 Zr; МЛ11 2,5 – 4,0 РЗМ 0,1 – 0,6 Zn; 0,4 – 1,0 Zr; МЛ19 1,6 – 2,3 Nd; 1,4 – 2,2 Y МЛ9 Вид ТО Механические свойства σв, σ0,2, δ, % МПа МПа Т6 230 110 4 Т6 230 140 3 Т6 140 100 2 Т6 220 120 3 Контрольные вопросы 1. Как классифицируют магниевые сплавы по способу производства и возможным температурам эксплуатации? 2. С какой целью магниевые сплавы легируют алюминием, кобальтом, марганцем? 3. Как влияют легирующие элементы на свойства магния? 4. Как можно обеспечить высокую жаропрочность магниевого сплава? 5. Какие интерметаллидные фазы являются наиболее жаропрочными? 6. Какой сплав может работать при криогенных температурах? 7. Каким видам термической обработки подвергают магниевые сплавы? С какой целью проводят гомогенизацию данных сплавов? 8. Что означает Т61? 9. Опишите сущность термомеханической обработки магниевых сплавов. 109 ЗАКЛЮЧЕНИЕ На взгляд авторов, поставленная цель – создать учебное пособие, которое может быть использовано как студентами направления бакалавриата 22.03.01 «Материаловедение и технологии материалов», так и магистрантами направлений 22.04.01 «Материаловедение и технологии материалов» и 22.04.02 «Металлургия» при изучении дисциплин, затрагивающих в том или ином объеме вопросы теории и практики термической обработки, и сформировать требуемые Федеральным государственным образовательным стандартом высшего образования компетенции – достигнута. Наличие контрольных вопросов после каждой главы способствует проверке знаний по пройденной тематике, тестовые задания (прил.) позволят студентам провести самостоятельную оценку усвоения изученного материала. Наиболее полные сведения по дисциплине студенты могут получить самостоятельно, используя литературу, указанную в рекомендательном библиографическом списке. 110 БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК 1. Адаскин, А. М. Материаловедение в машиностроении : учеб. для бакалавров / А. М. Адаскин [и др.]. – М. : Юрайт, 2013. – 535 с. – (Сер. Бакалавр. Углубленный курс). – ISBN 978-5-9916-2867-9. 2. Волков, Г. М. Материаловедение : учеб. для техн. вузов по немашиностроит. направлениям и специальностям / Г. М. Волков, В. М. Зуев. – М. : Академия, 2008. – 398 c. – (Сер. Высшее профессиональное образование, Технические специальности). – ISBN 978-5-7695-4248-0. 3. Гелин, Ф. Д. Металлические материалы : справочник / Ф. Д. Гелин. – Минск : Высш. шк., 1987. – 368 с. 4. Геллер, Ю. А. Материаловедение : учеб. пособие для вузов / Ю. А. Геллер, А. Г. Рахштадт ; под ред. А. Г. Рахштадта. – Изд. 6-е, перераб. и доп. – М. : Металлургия, 1989. – 456 c. – ISBN 5-229-00228-X. 5. Гуляев, А. П. Металловедение : учеб. для втузов / А. П. Гуляев. – 6-е изд., перераб. и доп. – М. : Металлургия, 1986. – 542 c. 6. Дриц, М. Е. Технология конструкционных материалов и материаловедение : учеб. для немашиностроит. специальностей вузов / М. Е. Дриц, М. А. Москалев. – М. : Высш. шк., 1990. – 447 c. – ISBN 506-000144-X. 7. Журавлев, В. Н. Машиностроительные стали : справочник / В. Н. Журавлев, О. И. Николаева. – 4-е изд., перераб. и доп. – М. : Машиностроение, 1992. – 480 c. – ISBN 5-217-01306-0. 8. Золоторевский, В. С. Механические свойства металлов : учеб. для вузов по специальности «Металловедение, оборудование и технология термической обработки металлов» / В. С. Золоторевский. – Изд. 2-е, перераб. и доп. – М. : Металлургия, 1983. – 350 c. 9. Иванов, Г. П. Надежность материала в технических расчетах / Г. П. Иванов [и др.] ; под ред. Д. В. Бушенина. – Владимир : Посад, 2002. – 128 c. 10. Кечин, В. А. Цинковые сплавы / В. А. Кечин, Е. Я. Люблинский. – М. : Металлургия, 1986. – 246 c. 111 11. Колачев, Б. А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов : учеб. пособие для вузов по специальности «Металловедение и технология термической обработки металлов» / Б. А. Колачев, В. А. Ливанов, В. И. Елагин. – Изд. 3-е, испр. и доп. – М. : МИСИС, 2001. – 414 с. – ISBN 5-8763-027-8. 12. Композиционные материалы : справочник / В. В. Васильев [и др.] ; под общ. ред. В. В. Васильева ; Ю. М. Тарнопольского. – М. : Машиностроение, 1990. – 510 c. – ISBN 5-217-01113-0. 13. Конструкционные материалы : справочник / Б. Н. Арзамасов [и др.] ; под ред. Б. Н. Арзамасова. – М. : Машиностроение, 1990. – 687 c. – (Сер. Основы проектирования машин). – ISBN 5-217-01112-2. 14. Лахтин, Ю. М. Материаловедение : учеб. для вузов / Ю. М. Лахтин, В. П. Леонтьева. – 3-е изд., перераб. и доп. – М. : Машиностроение, 1990. – 528 c. – (Сер. Для вузов). – ISBN 5-217-00858-X. 15. Лахтин, Ю. М. Металловедение и термическая обработка металлов : учеб. для вузов. – 3-е изд. стер. – М. : Металлургия, 1984. – 360 c. 16. Лейкин, А. Е. Материаловедение : учеб. для для машиностроит. специальностей вузов / А. Е. Лейкин, Б. И. Родин. – М. : Высш. шк., 1971. – 416 с. 17. Материаловедение. Технология конструкционных материалов : учеб. пособие для вузов по направлению «Электротехника, электромеханика и электротехнологии» / А. В. Шишкин [и др.] ; под ред. В. С. Чередниченко. – 2-е изд., стер. – М. : Омега-Л, 2006. – 752 c. – (Сер. Высшее техническое образование). – ISBN 5-365-00041-2. 18. Материаловедение : учеб. для вузов / Б. Н. Арзамасов [и др.] ; под ред. Б. Н. Арзамасова. – Изд. 3-е, перераб. и доп. – М. : МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2001. – 646 c. – (Сер. Учебник для технических вузов). – ISBN 5-7038-1860-5. 19. Материаловедение и технология конструкционных материалов : учеб. для вузов по направлению «Технология, оборудование и автоматизация машиностроительных производств» и «Конструкторскотехнологическое обеспечение машиностроительных производств» / 112 В. Б. Арзамасов [и др.] ; под ред. В. Б. Арзамасова, А. А. Черепахина. – 2-е изд., стер. – М. : Академия, 2009. – 447 c. – (Сер. Высшее профессиональное образование, Машиностроение). – ISBN 978-5-7695-6499-4. 20. Материаловедение и технология металлов : учеб. для вузов / Г. П. Фетисов [и др.] ; под ред. Г. П. Фетисова. – Изд. 4-е, испр. и доп. – М. : Высш. шк., 2006. – 862 c. – ISBN 5-06-004418-1. 21. Материалы в машиностроении: выбор и применение : справочник. В 5 т. Т. 1 : Цветные металлы и сплавы / И. А. Алексахин [и др.] ; под ред. Л. П. Лужникова. – М. : Машиностроение, 1967. – 304 с. 22. Мозберг, Р. К. Материаловедение : учеб. пособие для вузов / Р. К. Мозберг. – Изд. 2-е, перераб. – М. : Высш. шк., 1991. – 448 c. – ISBN 5-06-001909-8. 23. Новиков, И. И. Теория термической обработки металлов : учеб. для вузов. – 3-е изд., перераб. и доп. – М. : Металлургия, 1978. – 392 c. 24. Пикунов, М. В. Металловедение / М. В. Пикунов, А. И. Десипри. – М. : Металлургия, 1980. – 256 с. 25. Плошкин, В. В. Материаловедение : учеб. пособие / В. В. Плошкин. – 2-е изд., перераб. и доп. – М. : Юрайт, 2011. – 463 с. – (Сер. Основы наук). – ISBN 978-5-9916-1222-7. 26. Производство отливок из сплавов цветных металлов : учебник / А. В. Курдюмов [и др.] ; под ред. В. Д. Белова. – 3-е изд., перераб. и доп. – М. : Изд. дом МИСиС, 2011. – 615 с. – ISBN 978-5-87623-573-2. 27. Ржевская, С. В. Материаловедение : учеб. для вузов в области техники и технологии / С. В. Ржевская. – Изд. 4-е, перераб. и доп. – М. : Логос, 2006. – 421 с. – ISBN 5-98704-179-Х. 28. Рогов, В. А. Современные машиностроительные материалы и заготовки : учеб. пособие для вузов по направлениям «Технология, оборудование и автоматизация машиностроительных производств», «Конструкторско-технологическое обеспечение машиностроительных производств» / В. А. Рогов, Г. Г. Позняк. – М. : Академия, 2008. – 330 c. – (Сер. Высшее профессиональное образование, Машиностроение). – ISBN 978-5-7695-4254-1. 113 29. Рощин, В. Е. Электрометаллургия и металлургия стали : учебник / В. Е. Рощин, А. В. Рощин. – 4-е изд., перераб. и доп. – Челябинск : ЮУРГУ, 2013. – 572 с. – ISBN 978-5-696-04354-8. 30. Сильман, Г. И. Материаловедение : учеб. пособие для вузов / Г. И. Сильман. – М. : Академия, 2008. – 336 c. – ISBN 978-5-7695-4255-8. 31. Солнцев, Ю. П. Материаловедение : учеб. для вузов по металлург., машиностроит. и общетехн. специальностям / Ю. П. Солнцев, Е. И. Пряхин ; под ред. Ю. П. Солнцева. – Изд. 3-е, перераб. и доп. – СПб. : Химиздат, 2004. – 735 c. – (Сер. Учебник для вузов). – ISBN 593808-075-4. 32. Химико-термическая обработка металлов и сплавов : справочник / Г. В. Борисенок [и др.] ; под ред. Л. С. Ляховича. – М. : Металлургия, 1981. – 424 с. 114 ПРИЛОЖЕНИЕ Итоговое тестирование (выберите только один вариант ответа) 1. Аустенит – это… а) твердый раствор внедрения в α-железе; б) химическое соединение железа с углеродом; в) твердый раствор внедрения в γ-железе; г) однородная механическая смесь феррита и цементита. 2. Структура, представляющая собой смесь феррита и цементита, называется… а) аустенитом; б) перлитом; в) мартенситом; г) ледебуритом. 3. Линия PSK диаграммы состояния системы железо – углерод соответствует… а) эвтектоидному превращению: AS → ФР + Ц; б) перитектическому превращению: LB + ФH → AJ; в) линии предельной растворимости углерода в α-железе; г) эвтектическому превращению: LС → AЕ + Ц. 4. Способность металлов передавать тепло от более нагретых участков тела к менее нагретым называется… а) теплопроводностью; б) теплоемкостью; в) тепловым расширением; г) прокаливаемостью. 5. Особенностью термической обработки является… а) изменение структуры, а следовательно, получение требуемых свойств с изменением формы и геометрических размеров детали; б) изменение структуры, а следовательно, получение требуемых свойств без изменения формы и геометрических размеров детали; в) изменение геометрической формы и размеров детали; г) повышение свойств без изменения структуры. 115 6. Какими параметрами характеризуют режим термической обработки стали? а) температурой и скоростью нагрева; б) температурой и скоростью охлаждения; в) температурой нагрева и временем выдержки при температуре нагрева; г) температурой и скоростью нагрева, временем выдержки при температуре нагрева, скорость охлаждения. 7. Как называется термическая обработка, при которой сталь нагревают выше линии Ас3 на 30 – 50 °С, выдерживают и охлаждают с печью? а) полный отжиг; б) неполный отжиг; в) нормализация; г) полная закалка. 8. При каком виде термической обработки стальную деталь охлаждают в масле? а) закалке; б) нормализации; в) отжиге; г) старении. 9. При каком виде термической обработки стальную деталь охлаждают на спокойном воздухе? а) полном отжиге; б) закалке; в) отпуске; г) нормализации. 10. При нормализации доэвтектоидные стали нагревают до температуры… б) на 30 – 50 °С ниже Ac1; а) на 30 – 50 °С выше Acm; в) на 30 – 50 °С выше Mн; г) на 30 – 50 °С выше Aс3. 11. Для полного отжига характерно охлаждение… а) в масле; б) в воде; в) на воздухе; г) вместе с печью. 116 12. Полный отжиг стали 60 проводят при температуре… а) 740 – 760 °С; б) 780 – 800 °С; в) 660 – 680 °С; г) 350 – 450 °С. 13. При каком виде термической обработки существенно повышается твердость, но снижается пластичность? а) рекристаллизационном отжиге; б) нормализации; в) неполном отжиге; г) закалке. 14. Сфероидизацию стали У10 проводят при температуре… а) 750 – 780 °С; б) 1100 – 1200 °С; в) 660 – 680 °С; г) 160 – 180 °С. 15. Отжиг для уменьшения остаточных напряжений проводят при температурном интервале… а) между линиями солидус и ликвидус; б) ниже температуры начала рекристаллизации; в) до максимально возможной температуры, не вызывающей оплавления структурных составляющих сплавов; г) выше температуры начала рекристаллизации. 16. По бездиффузионному механизму протекает превращение… а) мартенситное; б) полиморфное; в) эвтектическое; г) перлитное. 17. Неполную закалку стали У12 проводят при температуре… а) 820 – 840 °С; б) 760 – 780 °С; в) 660 – 680 °С; г) 350 – 450 °С. 18. Чем определяется закаливаемость стали? а) содержанием легирующих элементов в стали; б) временем выдержки и скоростью охлаждения; в) твердостью поверхностного слоя; г) содержанием углерода в стали. 117 19. Способность стали закаливаться на большую глубину называется… а) прокаливаемость; б) закаливаемость; в) термическое упрочнение; г) обработка давлением. 20. Недостаточная твердость закаленной детали объясняется… а) низкой температурой в печи; б) быстрой скоростью нагрева под температуру закалки; в) длительной выдержкой; г) недостаточной скоростью нагрева под температуру закалки. 21. Образование мягких пятен в структуре закаленной доэвтектоидной стали объясняется… а) длительной выдержкой; б) быстрой скоростью нагрева под температуру закалки; в) недостаточным прогревом печи или недостаточно интенсивным охлаждением; г) недостаточной скоростью нагрева под температуру закалки. 22. Какие напряжения возникают при нагреве и охлаждении вследствие неодинакового протекания фазовых превращений по объему деталей с изменением удельного объема? а) деформационные; б) термические; в) усадочные; г) структурные. 23. Какой вид брака является неисправимым? а) дендритная ликвация; б) пережог; в) отпускная хрупкость второго рода; г) перегрев. 24. Для… обычно после закалки назначают средний отпуск. а) цементованных изделий; б) рессор и пружин; в) мерительных инструментов; г) валов и осей, испытывающих высокие статические и динамические нагрузки. 118 25. Для… обычно после закалки назначают высокий отпуск. а) рессор и пружин; б) мерительных инструментов; в) валов и осей, испытывающих высокие статические и динамические нагрузки; г) цементованных изделий. 26. Какой элемент препятствует появлению отпускной хрупкости при медленном охлаждении после отпуска в области 450 – 650 °С? а) алюминий; б) марганец; в) молибден; г) хром. 27. Каким образом можно устранить смешанную структуру мартенсита и троостита? а) закалкой с более интенсивным охлаждением; б) диффузионным отжигом; в) заменой на сталь с большим содержанием углерода и закалкой по тем же режимам; г) нормализацией. 28. При каком способе закалка производится в горячей закалочной среде с выдержкой до полного распада аустенита? а) закалка с подстуживанием; б) изотермическая закалка; в) ступенчатая закалка; г) струйчатая закалка. 29. Признаком неисправимого брака при термической обработке стали является… а) образование крупного действительного зерна; б) получение видманштеттовой структуры; в) получение разнозернистой структуры; г) появление участков оплавления по границам зерна. 119 30. Каково соотношение наибольшего размера l к наименьшему размеру d в деталях с повышенной жесткостью? а) l ׃d ≤ 5; б) l ׃d = 5 – 10; в) l ׃d = 10 – 15; г) l ׃d = 25 – 40. 31. К какой категории жесткости относится деталь, если у нее соотношение наибольшего размера к наименьшему равно 12? а) массивная деталь; б) средняя жесткость; в) повышенная жесткость; г) весьма малая жесткость. 32. … – это обработка, заключающаяся в сочетании термического и химического воздействий на металлы и сплавы для изменения химического состава, структуры и свойств поверхностного слоя. а) химико-термическая обработка; б) термомеханическая обработка; в) оксидирование; г) термическая обработка. 33. … – это вид химико-термической обработки, заключающийся в диффузионном насыщении поверхностного слоя стали углеродом при нагреве выше точки Ас3 (930 – 950 °С) в соответствующей среде – карбюризаторе. а) нитроцементация; б) цементация; в) цианирование; г) металлизация. 34. Нитроцементация – это… а) вид химико-термической обработки, заключающийся в диффузионном насыщении поверхностного слоя стали одновременно углеродом и азотом при температуре 840 – 860 °С в газовой среде, состоящей из науглероживающего газа и аммиака; б) термическая обработка, проводимая с целью устранения дендритной ликвации при температуре 1100 – 1200 °С; в) процесс диффузионного насыщения поверхностного слоя стали одновременно углеродом и азотом при температуре 820 – 950 °С в расплавленных солях, содержащих группу NaCN; 120 г) вид химико-термической обработки, заключающийся в диффузионном насыщении поверхностного слоя стали одновременно углеродом и азотом при температуре 930 – 960 °С в газовой среде, состоящей из науглероживающего газа и аммиака. 35. Одновременное присутствие каких элементов позволяет повысить твердость азотированного слоя на поверхности до 1200 HV? а) хрома, молибдена и бора; б) углерода, алюминия и ванадия; в) алюминия, хрома и молибдена; г) марганца, хрома и молибдена. 36. Твердость низкоуглеродистой стали можно повысить… а) отжигом; б) закалкой ТВЧ; в) цементацией и закалкой ТВЧ; г) нормализацией. 37. Какая обработка является улучшением стали? а) закалка на мартенсит и последующий низкий отпуск; б) отжиг на перлит; в) закалка на мартенсит и последующий высокий отпуск на сорбит; г) закалка на мартенсит и последующий средний отпуск на троостит. 38. … – это обработка, заключающаяся в сочетании пластического деформирования стали в аустенитном состоянии с закалкой. а) термическая обработка; б) термомеханическая обработка; в) наклеп; г) пластическая деформация. 39. ...применяется в тех случаях, когда возникшее по тем или иным причинам неравновесное состояние сплава обусловливает появление нежелательных свойств, чаще всего пониженной пластичности. а) закалка; б) отжиг слитков или деформированных полуфабрикатов; в) термомеханическая обработка; г) старение. 121 40. Какие стали подвергают поверхностной закалке? а) низкоуглеродистые; б) среднеуглеродистые; в) высоколегированные; г) низкоуглеродистые низколегированные. 41. Какую цель преследует закалка дисперсионно твердеющих сплавов? а) добиться максимальной твердости и прочности; б) подготовить сплав к старению и добиться максимальной пластичности для дальнейшей деформации; в) заметно снизить механические свойства, полученные нагартовкой; г) уменьшить остаточные напряжения. 42. В каком температурном интервале проводят нагрев под закалку сплава Д16? а) 320 – 332 °С; б) 550 – 560 °С; в) 485 – 503 °С; г) 180 – 190 °С. 43. Какие сплавы являются деформируемыми неупрочняемыми термической обработкой? а) Д1, Д16; б) В95, В96; в) АМг2, АМц; г) БрБ2, Бр БНТ1,9. 44. Какие сплавы подвергаются закалке с последующим старением? а) Д1, Д16; б) АМг3, АМц; б) АМг2, АМг5; г) Л90, Л96. 45. Каким образом можно упрочнить сплав АМц? а) закалкой; б) закалкой с последующим старением; в) нагартовкой; г) рекристаллизационным отжигом. 122 46. Какой из элементов оказывает отрицательное влияние на свойства меди? а) висмут; б) алюминий; в) кадмий; г) цинк. 47. Какой из видов брака, возникающий в результате термической обработки, не характерен для меди и ее сплавов? а) недогрев; б) пережог; в) пониженная прокаливаемость; г) перегрев. 48. Какой из нижеприведенных сплавов относится к дисперсионно твердеющим сплавам? а) Бр05; б) Л90; в) ЛО59-1; г) БрБ2. 49. Как исправить крупнозерную структуру титана и его сплавов? а) гомогенизационным отжигом; б) двойным ступенчатым отжигом; в) рекристаллизационным отжигом; г) изотермическим отжигом; 50. Какой вид термической обработки не проводится для титановых сплавов? а) изотермический отжиг; б) отжиг для уменьшения остаточных напряжений; в) гомогенизационный отжиг; г) рекристаллизационный отжиг. 123 Ответы на тестовое задание 1) в; 2) б; 3) а; 4) а; 5) б; 6) г; 7) а; 8) а; 9) г; 10) г; 11) г; 12) б; 13) г; 14) а; 15) б; 16) а; 17) б; 18) г; 19) а; 20) а; 21) в; 22) г; 23) б; 24) б; 25) в; 26) в; 27) а; 28) б; 29) г; 30) б; 31) б; 32) а; 33) б; 34) а; 35) в; 36) в; 37) в; 38) б; 39) б; 40) б; 41) б; 42) в; 43) в; 44) а; 45) в; 46) а; 47) в; 48) г; 49) б; 50) в. 124 ОГЛАВЛЕНИЕ ВВЕДЕНИЕ............................................................................................... 3 Раздел I. ТЕОРИЯ И ПРАКТИКА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛИ ............................................................................ 7 Глава 1. Основы теории термической обработки стали .................. 7 1.1. Общие сведения о диаграмме состояния системы железо – углерод............................................................................ 8 1.2. Виды термической обработки ............................................. 11 1.3. Фазовые превращения в сплавах железа ............................ 13 1.3.1. Аустенитное превращение................................................ 14 1.3.2. Распад аустенита ............................................................... 18 1.3.3. Мартенситное превращение ............................................. 21 1.2.4. Превращения при отпуске ................................................ 24 Контрольные вопросы................................................................. 25 Глава 2. Технология термической обработки стали ....................... 26 2.1. Химическое действие нагревающей среды ........................ 27 2.2. Отжиг и нормализация стали .............................................. 29 2.3. Закалка стали ........................................................................ 33 2.3.1. Виды закалки ..................................................................... 33 2.3.2. Закаливаемость и прокаливаемость стали ...................... 35 2.3.3. Охлаждение при термической обработке........................ 39 2.3.4. Способы закалки................................................................ 41 2.4. Отпуск стали ......................................................................... 44 2.5. Старение стали...................................................................... 47 2.6. Термомеханическая обработка ............................................ 48 2.7. Дефекты, возникающие при термической обработке стали .................................................................... 51 Контрольные вопросы................................................................. 55 Глава 3. Поверхностное упрочнение ТО ........................................... 56 3.1. Поверхностная закалка. Способы нагрева стали при поверхностной закалке ................ 56 3.2. Особенности технологии поверхностной закалки ТВЧ .... 62 125 3.3. Виды химико-термической обработки, их характеристика ................................................................ 67 Контрольные вопросы ................................................................ 77 Раздел II. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ЦВЕТНЫХ СПЛАВОВ ......................................................................... 78 Глава 4. Термическая обработка алюминиевых сплавов ............. 78 4.1. Влияние примесей и легирующих элементов на свойства алюминия и сплавов на его основе ................ 79 4.2. Особенности термической обработки дуралюминия ........ 80 4.3. Отжиг алюминиевых сплавов ............................................. 82 Контрольные вопросы ................................................................ 84 Глава 5. Термическая обработка меди и сплавов на ее основе..... 85 5.1. Влияние примесей и легирующих элементов на свойства меди и сплавов на ее основе ........................... 85 5.2. Принципы выбора режимов отжига меди и ее сплавов .... 87 5.3. Особенности термической обработки бериллиевых бронз ............................................................... 89 Контрольные вопросы ................................................................ 90 Глава 6. Термическая обработка титановых сплавов .................... 90 6.1. Влияние примесей и легирующих элементов на свойства титана и его сплавов ........................................ 90 6.2. Влияние структуры на свойства титановых сплавов ........ 92 6.3. Особенности термической обработки титановых сплавов ............................................................... 93 Контрольные вопросы ................................................................ 96 Глава 7. Термическая обработка никелевых сплавов ................... 97 7.1. Влияние примесей и легирующих элементов на свойства никеля ............................................................... 97 7.2. Классификация сплавов на основе никеля ......................... 98 7.3. Особенности термической обработки жаропрочных никелевых сплавов ............................................................. 102 Контрольные вопросы .............................................................. 103 126 Глава 8. Термическая обработка магниевых сплавов ................. 104 8.1. Влияние легирующих элементов на свойства магния и его сплавов .......................................................... 104 8.2. Особенности термической обработки магниевых сплавов ............................................................. 107 Контрольные вопросы .............................................................. 109 ЗАКЛЮЧЕНИЕ ................................................................................... 110 БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК ............................................. 111 ПРИЛОЖЕНИЕ ................................................................................... 115 127 Учебное издание КАРТОНОВА Любовь Владимировна КЕЧИН Владимир Андреевич ТЕОРИЯ И ТЕХНОЛОГИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ Учебное пособие Редактор Е. А. Платонова Технический редактор С. Ш. Абдуллаева Корректор О. В. Балашова Компьтерная верстка П. А. Некрасова Выпускающий редактор А. А. Амирсейидова Подписано в печать 04.12.20. Формат 60х84/16. Усл. печ. л. 7,44. Тираж 50 экз. Заказ Издательство Владимирского государственного университета имени Александра Григорьевича и Николая Григорьевича Столетовых. 600000, Владимир, ул. Горького, 87. 128
