Методы упрочнения материалов. 3

 

Государственное образовательное учреждение

высшего профессионального образования

Забайкальский Государственный  Университет 

Факультет естественных наук, математики и технологий

 

 

 

 

 

 

 

Реферат

Тема: Методы упрочнения материалов

 

 

 

 

 

 

 

Выполнил: студент 822 гр Балданов Ж

Проверил: д.т.н., профессора кафедры

 ТТиБЖ С.Ф.Забелин

 

 

 

 

 

Чита 2012

Содержание 

 

1 Основные методы упрочнения материалов

1.1 Термомеханическая обработка стали

1.2 Поверхностное упрочнение стальных деталей

1.3 Закалка токами высокой частоты

1.4 Газопламенная закалка 

1.5 Старение

1.6 Обработка стали холодом 

1.7 Термическая обработка 

Литература:

 
 
 

 

 
 

 

 

 

 

 

 

  1 Основные методы упрочнения материалов

     Упрочнение в технологии металлов – это повышение сопротивляемости материала заготовки или изделия разрушению или остаточной деформации. 
    Упрочнение материала заготовок и изделий достигается механическими, термическими, химическими и др. воздействиями, а также комбинированными способами (химико-термическими, термомеханическими и др.). Наиболее распространённый вид упрочняющей обработки – поверхностное пластическое деформирование (ППД) – простой и эффективный способ повышения несущей способности и долговечности деталей машин и частей сооружений, в особенности работающих в условиях знакопеременных нагрузок (оси, валы, зубчатые колёса, подшипники, поршни, цилиндры, сварные конструкции, инструменты и т.п.). В зависимости от конструкции, свойств материала, размеров и характера эксплуатационных нагрузок деталей применяются различные виды ППД: накатка и раскатка роликами и шариками, обкатка зубчатыми валками, алмазное выглаживание, дорнование, гидроабразивная, вибрационная, дробеструйная и др. способы обработки. Часто ППД, кроме упрочнения, значительно уменьшает шероховатость поверхности, повышает износостойкость деталей, улучшает их внешний вид (упрочняюще-отделочная обработка). Упрочнение при термической обработке металлов обеспечивается, в частности, при закалке с последующим отпуском. Улучшению прочностных свойств значительно способствуют и определённые виды термомеханической обработки (в т. ч. горячий и холодный наклёп). Упрочнение химико-термическим воздействием может осуществляться путём азотирования, цианирования, цементации, диффузионной металлизации (насыщением поверхности детали алюминием, хромом и др. металлами). 

   Упрочнение обеспечивается также применением электрофизических и электрохимических методов обработки, ультразвуковой, электроэрозионной, магнитоимпульсной, электрогидравлической, электроннолучевой, фотоннолучевой, анодно-химической, электроискровой, а также воздействием взрывной волны, лазера и др. Упрочняющая обработка может быть поверхностной (например, пластическое деформирование с возникновением поверхностного наклёпа), объёмной (например, изотермическая закалка) и комбинированной (например, термическая обработка с последующим ППД). Объёмная и поверхностная упрочняющая обработки могут вестись последовательно несколькими методами[3]. 
 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

1. Термомеханическая обработка стали

     Одним из технологических процессов упрочняющей обработки является термомеханическая обработка (ТМО).

   Термомеханическая обработка относится к комбинированным способам изменения строения и свойств материалов. При термомеханической обработке совмещаются пластическая деформация и термическая обработка (закалка предварительно деформированной стали в аустенитном состоянии). 
Преимуществом термомеханической обработки является то, что при существенном увеличении прочности характеристики пластичности снижаются незначительно, а ударная вязкость выше в 1,5...2 раза по сравнению с ударной вязкостью для той же стали после закалки с низким отпуском. 
 
     В зависимости от температуры, при которой проводят деформацию, различают высокотемпературную термомеханическую обработку (ВТМО) и низкотемпературную термомеханическую обработку (НТМО). 
Сущность высокотемпературной термомеханической обработки заключается в нагреве стали до температуры аустенитного состояния (выше А₃). При этой температуре осуществляют деформацию стали, что ведет к наклепу аустенита. Сталь с таким состоянием аустенита подвергают закалке (рисунок 1, а). Высокотемпературная термомеханическая обработка практически устраняет развитие отпускной хрупкости в опасном интервале температур, ослабляет необратимую отпускную хрупкость и резко повышает ударную вязкость при комнатной температуре. Понижается температурный порог хладоломкости. Высокотемпературная термомеханическая обработка повышает сопротивление хрупкому разрушению, уменьшает чувствительность к трещинообразованию при термической обработке. 
 
 
а - высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО); 
 
б - низкотемпературная термомеханическая обработка  
 
Рисунок 1 – Схема режимов термомеханической обработки стали (НТМО). 
Высокотемпературную термомеханическую обработку эффективно использовать для углеродистых, легированных, конструкционных, пружинных и инструментальных сталей. 
 
Последующий отпуск при температуре 100...200°С проводится для сохранения высоких значений прочности. Низкотемпературная термомеханическая обработка (аусформинг). Сталь нагревают до аустенитного состояния. Затем выдерживают при высокой температуре, производят охлаждение до температуры, выше температуры начала мартенситного превращения (400...600°С), но ниже температуры рекристаллизации, и при этой температуре осуществляют обработку давлением и закалку (рисунок 1,б). Низкотемпературная термомеханическая обработка, хотя и дает более высокое упрочнение, но не снижает склонности стали к отпускной хрупкости. Кроме того, она требует высоких степеней деформации (75...95 %), поэтому требуется мощное оборудование. Низкотемпературную термомеханическую обработку применяют к среднеуглеродистым легированным сталям, закаливаемым на мартенсит, которые имеют вторичную стабильность аустенита. Повышение прочности при термомеханической обработке объясняют тем, что в результате деформации аустенита происходит дробление его зерен (блоков). Размеры блоков уменьшаются в два - четыре раза по сравнению с обычной закалкой. Также увеличивается плотность дислокаций. При последующей закалке такого аустенита образуются более мелкие пластинки мартенсита, снижаются напряжения. Механические свойства после разных видов ТМО для машиностроительных сталей в среднем имеют следующие характеристики (смотри таблицу 1) 
Таблица 1 – Механические свойства после ТМО

	σв, МПа	σТ, МПа	δ,%	Ψ,%
НТМО	2400...2900	2000...2400	5...8	15...30
ВТМО	2100...2700	1900...2200	7...9	25... 40
ТО	1400	1100	2	3
				(сталь 40 после обычной закалки)

 
 
Термомеханическую обработку применяют  и для других сплавов[1]. 
 
1.2 Поверхностное упрочнение стальных деталей 
  Конструкционная прочность часто зависит от состояния материала в поверхностных слоях детали. Одним из способов поверхностного упрочнения стальных деталей является поверхностная закалка. В результате поверхностной закалки увеличивается твердость поверхностных слоев изделия с одновременным повышением сопротивления истиранию и предела выносливости. Общим для всех видов поверхностной закалки является нагрев поверхностного слоя детали до температуры закалки с последующим быстрым охлаждением. Эти способы различаются методами нагрева деталей. Толщина закаленного слоя при поверхностной закалке определяется глубиной нагрева. Наибольшее распространение имеют электротермическая закалка с нагревом изделий токами высокой частоты (ТВЧ) и газопламенная закалка с нагревом газово-кислородным или кислородно-керосиновым пламенем. 
 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

2. Закалка токами высокой частоты Метод разработан советским ученым Вологдиным В.П.

     Основан на том, что если в переменное магнитное поле, создаваемое проводником-индуктором, поместить металлическую деталь, то в ней будут индуцироваться вихревые токи, вызывающие нагрев металла. Чем больше частота тока, тем тоньше получается закаленный слой. 
Обычно используются машинные генераторы с частотой 50... 15000 Гц и ламповые генераторы с частотой больше 10⁶ Гц. Глубина закаленного слоя - до 2 мм. Индукторы изготавливаются из медных трубок, внутри которых циркулирует вода, благодаря чему они не нагреваются. Форма индуктора соответствует внешней форме изделия, при этом необходимо постоянство зазора между индуктором и поверхностью изделия. 
Схема технологического процесса закалки ТВЧ представлена на рисунке 2. 
 
 
 
Рисунок 2 – Схема технологического процесса закалки ТВЧ 
После нагрева в течение 3...5 с индуктора 2 деталь 1 быстро перемещается в специальное охлаждающее устройство - спрейер 3, через отверстия которого на нагретую поверхность разбрызгивается закалочная жидкость. 
Высокая скорость нагрева смещает фазовые превращения в область более высоких температур. Температура закалки при нагреве токами высокой частоты должна быть выше, чем при обычном нагреве. 
При правильных режимах нагрева после охлаждения получается структура мелкоигольчатого мартенсита. Твердость повышается на 2...4 HRC по сравнению с обычной закалкой, возрастает износостойкость и предел выносливости. 
 
Перед закалкой ТВЧ изделие подвергают нормализации, а после закалки низкому отпуску при температуре 150...200°С (самоотпуск). 
Наиболее целесообразно использовать этот метод для изделий из сталей с содержанием углерода более 0,4 %. 
Преимущества метода 

        большая экономичность, нет необходимости нагревать все изделие;

•  
  более высокие механические свойства;
•  
  отсутствие обезуглероживания и окисления поверхности детали;
•  
  снижение брака по короблению и образованию закалочных трещин;
•  
  возможность автоматизации процесса;
•  
  использование закалки ТВЧ позволяет заменить легированные стали на более дешевые углеродистые;
•  
  позволяет проводить закалку отдельных участков детали.

Основной недостаток метода - высокая стоимость индукционных установок и индукторов. Целесообразно использовать в серийном и массовом производстве[2].  
 

 

 

 

3. Газопламенная закалка

     Нагрев осуществляется ацетиленокислородным, газокислородным или керосинокислородным пламенем с температурой 3000...3200°С. 
Структура поверхностного слоя после закалки состоит из мартенсита, мартенсита и феррита. Толщина закаленного слоя 2...4 мм, твердость 50...56 HRC.  Метод применяется для закалки крупных изделий, имеющих сложную поверхность (косозубые шестерни, червяки), для закалки стальных и чугунных прокатных валков. Используется в массовом и индивидуальном производстве, а также при ремонтных работах. При нагреве крупных изделий горелки и охлаждающие устройства перемещаются вдоль изделия, или - наоборот.

Недостатки метода:

       невысокая производительность;

•  
  сложность регулирования глубины закаленного слоя и температуры нагрева (возможность перегрева).

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

1.5 Старение

Отпуск применяется к  сплавам, которые подвергнуты закалке  с полиморфным превращением. К  материалам, подвергнутым закалке без  полиморфного превращения, применяется  старение. Закалка без полиморфного превращения - термическая обработка, фиксирующая при более низкой температуре состояние, свойственное сплаву при более высоких температурах (пересыщенный твердый раствор). 
    Старение - термическая обработка, при которой главным процессом является распад пересыщенного твердого раствора. В результате старения происходит изменение свойств закаленных сплавов. В отличие от отпуска, после старения увеличиваются прочность и твердость, и уменьшается пластичность. 
    Старение сплавов связано с переменной растворимостью избыточной фазы, а упрочнение при старении происходит в результате дисперсионных выделений при распаде пересыщенного твердого раствора и возникающих при этом внутренних напряжений. В стареющих сплавах выделения из твердых растворов встречаются в следующих основных формах: 

•  
  тонкопластинчатой (дискообразной);
•  
  равноосной (сферической или кубической);
•  
  игольчатой.

 
Форма выделений определяется конкурирующими факторами: поверхностной энергией и энергией упругой деформации, стремящимися к минимуму. Поверхностная энергия  минимальна для равноосных выделений. Энергия упругих искажений минимальна для выделений в виде тонких пластин. Основное назначение старения - повышение прочности и стабилизация свойств. Различают старение естественное, искусственное и после пластической деформации. Естественным старением называется самопроизвольное повышение прочности и уменьшение пластичности закаленного сплава, происходящее в процессе его выдержки при нормальной температуре. 
    Нагрев сплава увеличивает подвижность атомов, что ускоряет процесс. Повышение прочности в процессе выдержки при повышенных температурах называется искусственным старением. Предел прочности, предел текучести и твердость сплава с увеличением продолжительности старения возрастают, достигают максимума и затем снижаются (явление перестаривания) 
    При естественном старении перестаривания не происходит. С повышением температуры стадия перестаривания достигается раньше. 
    Если закаленный сплав, имеющий структуру пересыщенного твердого раствора, подвергнуть пластической деформации, то также ускоряются процессы, протекающие при старении - это деформационное старение. 
   Старение охватывает все процессы, происходящие в пересыщенном твердом растворе: процессы, подготавливающие выделение, и сами процессы выделения. Для практики большое значение имеет инкубационный период - время, в течение которого в закаленном сплаве совершаются подготовительные процессы, когда сохраняется высокая пластичность. Это позволяет проводить холодную деформацию после закалки. 
    Если при старении происходят только процессы выделения, то явление называется дисперсионным твердением. После старения повышается прочность и снижается пластичность низкоуглеродистых сталей в результате дисперсных выделений в феррите цементита третичного и нитридов. Старение является основным способом упрочнения алюминиевых и медных сплавов, а также многих жаропрочных сплавов. 
 

1.6 Обработка стали  холодом

   Высокоуглеродистые и многие легированные стали имеют температуру конца мартенситного превращения (М_к) ниже 0°С. Поэтому в структуре стали после закалки наблюдается значительное количество остаточного аустенита, который снижает твердость изделия, а также ухудшает магнитные характеристики. Для устранения аустенита остаточного проводят дополнительное охлаждение детали в области отрицательных температур, до температуры ниже т. М_к (- 80°С). Обычно для этого используют сухой лед. 
   Такая обработка называется обработкой стали холодом. Обработку холодом необходимо проводить сразу после закалки, чтобы не допустить стабилизации аустенита. Увеличение твердости после обработки холодом обычно составляет 1.. .4 HRC. После обработки холодом сталь подвергают низкому отпуску, так как обработка холодом не снижает внутренних напряжений.

    Обработке холодом подвергают детали шарикоподшипников, точных механизмов, измерительные инструменты[1].

 

 

 

 

 

 

 

 

 

1.   Основы теории термической обработки.

Термическая (тепловая) обработка  состоит в изменении структуры  металлов и сплавов путем нагревания их и последующего охлаждения с той  или иной скоростью; при этом достигаются  существенные изменения свойств при том же химическом составе сплава.

Рис. 1. Диаграммы состояния  системы Fe – Fe3C

Термическая обработка стали  и чугуна основана на явлениях вторичной  кристаллизации применительно к  линиям (см. рис.1) GOS(A₃), SE(A_ст) и РК (А₁).

Изменения структуры  при разных скоростях охлаждения аустенита.

При медленном охлаждении эвтектоидной стали по линии РК (в точке Ar₁) произойдет полное распадение аустенита с образованием перлита. Распадение состоит из следующих этапов:

1)   превращение g-железа в a-железо, т.е. перегруппировка атомов из решетки гранецентрированного куба g-железа в решетку центрированного куба a-железа с одновременным смещением атомов углерода, находящихся в твердом растворе g-железа;

2)   выделение из твердого раствора (аустенита) мельчайших частиц цементита (Fe₃C);

3)   укрупнение частиц цементита в пластинки, размеры которых измеряются от малых долей микрона до нескольких микронов, и более или менее полное распадение аустенита.

При ускорении охлаждения до 50 град/сек распадение аустенита не успевает закончиться, размеры пластинок цементита достигают лишь десятых долей микрона и различимы только при очень больших увеличениях. Такая структура называется сорбитом (в честь Г.В. Сорби – английского естествоиспытателя).

При ускорении охлаждения до 100 град/сек полностью успевает завершиться лишь второй этап распадения аустенита, а третий этап останавливается в самом начале. В результате размеры пластинок цементита измеряются стотысячными и миллионными долями миллиметра. Такая структура носит название троостита (по имени Л. Трооста – французского химика). Наличие тончайших пластинок цементита можно обнаружить с помощью электронного микроскопа.

Рис. 2. Зависимость положения  критических точек эвтектоиднной стали от скорости охлаждения.

При скорости охлаждения 150-200 град/сек успевает завершиться лишь перегруппировка атомов железа, поэтому углерод остается в виде твердого раствора в a-железе. Эта структура называется мартенситом (в честь А. Мартенса – немецкого металловеда).

Подводя итог сказанному, заметим, что перлит, сорбит и троостит по структуре представляют собой двухфазную смесь (феррита и цементита) и  отличаются друг от друга дисперсностью  цементита; мартенсит же однофазен, это твердый раствор углерода в a-железе.

Структура перлита, получающаяся при медленном охлаждении сплавов, называетсяравновесной, как и другие структуры. В отличие от равновесной, структуры сорбита, троостита и мартенсита, получающиеся при ускоренных охлаждениях, называютсянеравновесными.

Сдвиг критических  точек при охлаждении.

Увеличение скорости охлаждения вызывает понижение критических  точек (по отношению к их положению  на диаграмме равновесия, см. рис. 66). Сдвиг температур увеличивается  с ускорением охлаждения, что видно  на рис. 2. Кривая A’r показывает, что переохлаждение аустенита растет при ускорении охлаждения.

При медленном охлаждении переохлаждение невелико (верхние точки  кривой A’r), и структура стали остается перлитной. Пластинки цементита в перлите тем меньше, чем больше скорость охлаждения, и при дальнейшем ускорении охлаждения структура все больше приближается к сорбиту. При скорости охлаждения, необходимой для получения структуры сорбита (»50 град/сек), аустенит переохлаждается более чем на 100° и фазовое превращение его в сорбит произойдет при температуре около 600° (точка C на кривойA’r). Превращение в троостит произойдет при переохлаждении аустенита на »180° (точкаТ).

Скорость охлаждения V₁ (150 град/сек) соответствует началу появления мартенсита в структуре стали. Часть линии A”r, характеризующая превращение “аустенит - мартенсит”, - прямая. Это указывает на постоянство температуры при превращении (около 240° для эвтектоидной стали) независимо от дальнейшего увеличения скорости охлаждения.

Таким образом, кривая A’r характеризует распадение аустенита на две фазы: феррит и цементит, а отрезок A”r – переход аустенита в мартенсит. При скоростях охлаждения V₁до V₂ охлажденная сталь содержит троостит и мартенсит (превращение происходит согласно линии A’r и линии A”r). При скоростях охлаждения, превышающих V₂ (ниже линии A”r), наряду с мартенситом будет немного остаточного (не распавшегося) аустенита.

Изотермическое  распадение аустенита.

Рис. 3. Диаграмма изотермического  распадения аустенита эвтектоидной стали

Наблюдениями установлено, что и скорость, и характер распадения аустенита зависят от степени  его переохлаждения.

На рис.3 приведена диаграмма  изотермического распадения аустенита  эвтектоидной углеродистой стали. Диаграмма построена в координатах “Температура – логарифм времени” (время откладывается на абсциссе по логарифмической шкале), что дает возможность проследить за временем превращения от долей секунды до суток и более.

Предположим для простоты, что за время 0,5 сек удается охладить образец из состояния аустенита до любой температуры: от точки Ar₁ до 0° и ниже. Охлаждая образец до 700° и выдерживая его при этой температуре, заметим, что в течение времени до точки _H1 в аустените никаких превращений не происходит. Со времени, соответствующего точке _H1, начинается распадение аустенита. Период времени до точки H1 называется инкубационным периодом. Распадение аустенита заканчивается полностью ко времени точки _К1, когда аустенит перешел в перлит. Скорость дальнейшего охлаждения не влияет на структуру образца, поэтому за точкой _К1 линия обрывается.

Наблюдая за образцом, охлажденным  из состояния аустенита до температуры 650° и нанося на диаграмму точки  начала _H2 и конца _K2 распадения аустенита, заметим, что как инкубационный период, так и период распада аустенита уменьшились, а в результате распада получился сорбит.

Для образца, охлажденного до температуры около 500°, получим на диаграмме соответственно точки _Н3 и _К3 распадения аустенита, а структура стали будет представлять троостит. При увеличении  количества подобных опытов определится ряд точек начала и окончания превращения аустенита. Соединяя эти точки, получим две кривые превращения аустенита; кривую I – начала превращения при разных температурах и кривуюII – конца превращения при тех же температурах.

При охлаждении образцов со скоростью выше критической при  температуре 240° (линияM_Н) начинается превращение аустенита в мартенсит; превращение всего аустенита в мартенсит происходит только при дальнейшем понижении температуры, и окончание этого превращения для эвтектоидной углеродистой стали наступит лишь при температуре -50°.

Рассмотрев диаграмму (рис. 3), отметим в итоге следующее. Верхняя часть диаграммы характеризует  изотермическое распадение аустенита  в смесь феррита и цементита. Левее кривой I находится поле, отвечающее переохлажденному аустениту, область между кривымиI и II определяет время распада переохлажденного аустенита, правее кривой II находится полле продуктов распада аустенита: перлита, сорбита и троостита. Инкубационный период распада аустенита изменяется в зависимости от степени переохлаждения последнего: сначала уменьшается до некоторой критической величины, а затем вновь увеличивается. Этот период для каждой температуры определяется абсциссой кривой I – начала распадения аустенита. Кривая II показывает, что длительность превращения также зависит от температуры переохлаждения. Прямая M_н является границей между верхней и нижней частями диаграммы. Эта прямая характеризует начало мартенситного превращения аустенита и соответствует прямому участку кривой A”r (см. рис. 2).

Нижняя часть диаграммы  показывает, что для перевода всего  остаточного аустенита в мартенсит  необходимо понижать температуру стали  до линии M_к (конец  мартенситного превращения). Кривые изотермического распадения аустенита имеют форму буквы С и называют С-образными кривыми. Форма этих кривых установлена профессором С.С. Штейнбергом и другими советскими учеными.

Для доэвтектоидной и заэвтектоидной сталей С-образные кривые смещениы влево по сравнению с кривыми эвтектоидной стали; прямые М_к и М_к для первой расположены выше, а для второй – ниже, чем для эвтектоидной стали.

Свойства стали  со структурой мартенсита, троостита, сорбита или перлита.

Рассмотрим сначала свойства структур эвтектоидной стали.

Рис. 4. Диаграмма изменения  механических свойств эвтектоидной стали в различных состояниях от перлита до мартенсита

Мартенсит – самая твердая и самая хрупкая структура.

Твердость мартенсита HB=600-650 (HRC=62-66), а пластические свойства при  растяжении (d и y) и ударная вязкость (а_н) близки к нулю. Плотность мартенсита меньше, чем плотность других структур, и составляет 7,75 г/см³. В связи с увеличением объема стали при мартенситном превращении возникают напряжения, особенно при неравномерном охлаждении детали. Мартенсит магнитен и обладает наибольшей способностью сохранять в себе остаточный магнетизм, поэтому заготовки магнитов заливают в мартенсит.

Тростит и сорбит – промежуточные  структуры между перлитом и мартенситом, поэтому их свойства будут средними между свойствами перлита и мартенсита. На рис. 4 приведены кривые изменения  твердости HB, предела прочности s_в и относительного удлинения d эвтектоидной стали в различных состояниях от перлита до мартенсита.

Свойства структур неэвтактоидной стали отличаются от свойств тех же структур эвтектоидной стали в зависимости от содержания углерода, однако характер изменения свойств структур от перлита до мартенсита тот же, что и у эвтектоидной стали.

Изучив вопросы теории термической обработки стали, познакомимся с ее видами: отжигом и нормализацией, закалкой и отпуском.

2.   Отжиг и нормализация.

После отливки, прокатки и  ковки стальные заготовки охлаждаются неравномерно результатом чего является неоднородность структуры и свойств в различных местах заготовок, а также появление внутренних напряжений. Кроме того, при затвердевании отливки получаются неоднородными по составу вследствие ликвации.

Отжиг.

Отжигом называют нагревание и медленное охлаждение стали. Академик А.А. Бочвар дал определение структуры из неравновесного состояния в более равновесное (возврат, или отдых, рекристаллизационный отжиг, или рекристаллизация, отжиг для снятия внутренних напряжений и диффузионный отжиг, или гомогенизация); отжиг второго рода – изменение структуры сплава посредством перекристаллизации около критических точек с целью получения равновесных структур; к отжигу второго рода относится полный, неполный и изотермический отжиги.

Ниже рассмотрены перечисленные  виды отжига применительно к стали.

Возврат (отдых) стали – нагрев до 200 – 400°, для уменьшения или снятия наклепа. При возврате наблюдается уменьшение искажений в кристаллических решетках у кристаллитов и частичное восстановление физико-химических свойств.

Рекристаллизационный отжиг (рекристаллизация) стали происходит при температурах 500 – 550°; отжиг для снятия внутренних напряжений – при температурах 600 – 700°. Эти виды отжига снимают внутренние напряжения в отливках от неравномерного охлаждения их частей, а также в заготовках, обработанных давлением (прокаткой, волочением, штамповкой) при температурах ниже критических. При рекристаллизационном отжиге из деформированных зерен вырастают новые кристаллы, ближе к равновесным, в результате твердость стали снижается, а пластичность и ударная вязкость увеличиваются. Для полного снятия внутренних напряжений в стали нужна температура не менее 600°.

Охлаждение после выдержки при заданной  температуре должно быть достаточно медленным: при ускоренном охлаждении вновь возникают внутренние напряжения.

Диффузионный  отжиг применяется в тех случаях, когда в стали наблюдается внутрикристаллическая ликвация. Выравнивание состава в зернах аустенита достигается диффузией углерода и других примесей в твердом состоянии, наряду с самодиффузией железа. В результате сталь становится однородной по составу (гомогенной), поэтому диффузионный отжиг называет также гомогенизацией.

Температура гомогенизации  должна быть достаточно высокой, однако нельзя допускать пережога и оплавления зерен. При пережоге кислород воздуха  окисляет железо, проникая в толщу  его, образуются кристаллиты, разобщенные  окисными оболочками. Пережог в металле  устранить нельзя, поэтому пережженные  заготовки являются окончательным  браком.

При диффузионном отжиге обычно зерна слишком укрупняются, что  следует исправлять последующим  полным отжигом (на мелкое зерно).

Полный отжиг связан с фазовой перекристаллизацией и измельчением зерна при температурах точек А_С1 и А_С2. Назначение его – улучшение структуры стали для облегчения последующей обработки резанием, штамповкой или закалкой, а также получение мелкозернистой равновесной перлитной структуры в готовой детали. Для полного отжига сталь нагревают на 30-50° выше температуры линии GSK и медленно охлаждают.