Відпуск сталі. Його вплив на структуру та властивості сталей

Відпуск полягає в нагріві загартованої сталі до температурі нижче Ас₁, витримці при заданій температурі та наступнім охолодженням з визначеною швидкістю. Відпуск є кінцевою операцією термічної обробки, в результаті якої сталь отримує необхідні механічні властивості. Крім того, відпуск повністю або частково усуває внутрішні напруги, що виникають під час загартування. Ці напруження знімаються тим повніше, чим вище температура відпуску. Так, осьові напруги у циліндричному зразку зі сталі, що містить 0,3 % С, в результаті відпуску при 550ºС зменшується з 600 до 80 МПа.

Найбільш інтенсивно напруги знижуються в результаті витримки при 600ºС на протязі 15 – 30 хв. Після витримки протягом 1,5 год напруги знижаються до мінімальної величини, яка може бути досягнена відпуском при даній температурі.

Швидкість охолодження після відпуску робить великий вплив на величину залишкової напруги. Чим повільніше охолодження, тим менше залишкові напруги. Швидке охолодження у воді від 600ºС створює нові теплові напруги. Охолодження після відпуску на повітрі дає напруги на поверхні виробу в 7 разів менше, а в мастилі в 2,5 разів менше в порівнянні з напругою при охолодження у воді. З цієї причини вироби складної форми, щоб уникнути їх викривлення після відпуску при високих температурах, слід охолоджувати повільно, а вироби з легованих сталей, схильних до оборотної відпускної крихкості, після відпуску при 500 - 600ºС у всіх випадках слід охолоджувати швидко.

Основний вплив на властивості сталі робить температура відпуску. Розрізняють наступні три види відпуску[1].

Низькотемпературний (низький) відпуск проводять при нагріві до 250ºС. При цьому знижається загартовані макронапруги, мартенсит загартування перетворюється у відпущений мартенсит, підвищується міцність та трохи покращується в’язкість без помітного зниження твердості. Загартована сталь (0,6 – 1,3%С) після низького відпуску зберігає твердість в межах 58 – 63 HRC, а отже, високу зносостійкість. Але такий виріб (якщо воно не має в’язкої серцевини) не витримає значних динамічних навантажень.

Низькотемпературному відпуску піддають ріжучий та вимірювальний інструмент з вуглецевих та низько вуглецевих сталей, а також деталі, що зазнали поверхневе загартування, цементацію, ціанування або нітроцементацію. Тривалість відпуску складає зазвичай 1 – 2,5 год, а для виробів великого перетину і вимірювальних інструментів призначають більш тривалий відпуск.

Середньо температурний (середній) відпуск виконують при 350–500ºС і застосовується головним чином для пружин та ресор, а також для штампів. Такий відпуск забезпечує високі межі пружності та витривалості, а також релакційну стійкість. Структура сталі після середнього відпуску – тростит відпуску або троститомартенсит; твердість сталі 40 – 50 HRC. Температуру необхідно вибрати таким чином, щоб не викликати не зворотної відпускної хрупкості.

Охолодження після відпуску при 400 – 500 ºС слід проводити у воді, що сприяє утворенню на поверхні залишкових напруг, що стискають, які збільшують межу витривалості пружин.

Високотемпературний (високий) відпуск проводять при 500 – 680 ºС. Структура сталі після високого відпуску – сорбіт відпуску. Високий відпуск створює найкраще співвідношення міцності та в’язкості сталі.

Загартування з високим відпуском (в порівнянні з нормалізацією та відпалом) дуже сильно одночасно підвищуєте тимчасовий опір, межу текучості, відносне звуження і особливо ударну в’язкість. Термічну обробку, яка складається з загартування та високого відпуску, називають покращенням.

Покращенню піддають середньо вуглецеві (0,3 – 0,5 %С) конструкційні сталі, до яких пред'являють високі вимоги по межі витривалості і ударної в'язкості. Покращення значно підвищує конструкційну міцність сталі, зменшення чутливості до концентраторів напруг, збільшує роботу утворення тріщин та знижає температуру межі холодноламкості. Але зносостійкість покращуванних сталей в наслідок її зниженої твердості не значна.

Відпуск при 500 – 600 ºС на протязі 1 – 2 год майже повністю знімає залишкові напруги, що з’явились при загартуванні. Тривалість високого відпуску складає 1,0 – 6 год в залежності від габаритів виробів. Інколи її збільшують до декількох десятків годин, щоб знизити небезпечність утворення флокенів[1].

Зміна структури при відпуску. Загартована структура сталі є термодинамічно нестабільна, так як має викривлену кристалічну решітку (тетрагональну з відношенням осей та підвищену вільну енергію. Тому при наступному нагріві загартованої сталі прагне до більш стабільного стану, тобто, до перетворення мартенсита та залишкового аустеніта в феритно-цементитну суміш. Нагрів загартованої сталі до температур нижче критичної точки с наступним охолодженням називається відпуском загартованої сталі.

Перетворення мартенсита та залишкового аустеніта супроводжується зміною об’єму (довжиною зразка), так як найбільший об’єм у мартенсита і найменший – у аустеніта.

На рисунку 1.1 приведена крива впливу температури нагріву на зміну довжини зразку загартованої сталі. Для порівняння приведена лінія (горизонтальна), яка показує, що при нагріві (стрілка управо) і при охолодженні (стрілка вліво) не відбувається зміни довжини зразка відпаленої сталі.

При нагріві до температури 200ºС в процесі відпуску довжина зразка зменшується, що вказує на перше перетворення при відпуску.

Рисунок 1.1 – Крива відпуску загартованої вуглецевої сталі.

 

Першим перетворенням з пересиченого α – твердого розчину (мартенсита) виділяється вуглець, тому тетрогональність решітки зменшується і відношення осей с/а наближається до одиниці. Вміст вуглецю в мартенситі знижається і особливо значно у високо вуглецевої сталі (рисунок 1.2). Вуглець виділяється у вигляді дрібних пластинок карбідів заліза, що називається ε – карбідом (Fe_xC), що має гексагональну решітку та формулу, близьку до Fe₂C.

Рисунок 1.2 – Залежність вмісту вуглецю в α – твердому розчині (мартенситі) від температури відпуску (Г. В. Курдюмов).

 

Г. В. Курдюмов довів, що під час першого перетворення мартенсита виділяється дуже тонка пластинка ще повністю не відокремилась від α – розчину. Решітка мартенсита (α – розчин) і пластинки мають загальні шари атомів на границі фази, тобто спостерігається відповідність (когерентність) решіток.

Мартенсит, що утворюється в результаті першого перетворення отримується неоднорідним за вмістом вуглецю: поблизу тих місць, де утворюються пластинки вміст вуглецю в α – розчині зменшується, а об’ємах, більш віддалених, зберігається вихідна концентрація вуглецю (внаслідок утруднення дифузії при низьких температурах).

Утворений в наслідок першого перетворення мартенсит називається мартенситом відпуску. Він представляє собою суміш пересиченого твердого розчину вуглецю в α – залізі неоднорідної концентрації та карбідів, ще повністю не відокремлений від решітки мартенсита. Відпуск змінює забарвлення голок мартенсита: в мартенситі загартування голки світлі, а після відпуску – темні.

При другому перетворенні (нагрів до 200 - 300ºС) продовжується розпад мартенсита; вміст вуглецю в пересиченому α – розчині знижується приблизно до 0,15%. Але більш важливим є перетворення залишкового аустеніта та збіднений за вуглецем мартенсит. Саме тому спостерігається збільшення об’єму (довжини зразка). Структура сталі складається з мартенситу відпуску та частинок карбідів. У мартенситі відпуску містяться невелика кількість вуглецю, тому тетрогональність решітки не значна.

Третє перетворення при відпуску (нагрів до 300 – 400ºС) характеризується повним розпадом α – твердого розчину (мартенситу) на ферито–цементитну суміш, відособлення цементиту (усунення когерентності решіток α – розчину у цементиті) та зменшенням напруг другого роду. Одночасно ε – карбіди () перетворюється у цементит . В наслідок третього перетворення утворюються тростит відпуску – високодисперсна ферито-цементитна суміш, в якій цементит має зернисту будову часток.

При подальшому підвищенні температури відпуску (400 – 600 ºС) (четверте перетворення) не яких нових перетворень не відбувається, нові фази не з’являються. Але при цьому інтенсивно протікають коагуляція (укрупнення) та сфероїдизація (округлення) частинок цементиту. Ці процеси перетікають при розчиненні більш дрібних цементитних частинок, дифузії вуглецю та виділення цементиту на більш крупні частинки; в наслідок цього частки цементиту збільшуються та по формі наближаються до сферичної. Таким чином, процес коагуляції та сфероїдизації взаємно пов’язані і протікають одночасно. Швидкість цих процесів під час відпуску залежить від швидкості дифузії вуглецю та зростає з температурою. При 500 – 600 ºС ферито-цементитна суміш становиться більш укрупненою, менш дисперсною, із зернистою формою часток цементиту – сорбіт відпуску. При подальшому підвищенні температури нагріву до 650 – 700 ºС в структурі сталі утворюється зернистий перліт – найбільш рівноважна структура. [1]

Вплив відпуску на механічні властивості. Зміна структури під час відпуску викликає зміну механічних властивостей загартованої сталі. При температурах відпуску до 200ºС в наслідок незначного розпаду мартенситу та виділення карбідів зменшується внутрішні напруги та дещо підвищується в’язкість, зменшується здатність до крихкого руйнування, але зберігається висока твердість. З підвищенням температури відпуску твердість та міцність знижаються, а пластичність підвищуються (рисунок 1.3).

Міцність ферито-цементитної суміші (перліту, сорбіту та троститу), отриманих під час відпуску, пояснюють наявністю включень цементиту, які перешкоджають зрушенню по площинах ковзання при дії зовнішніх сил. Чим більше включень цементиту і чим менше їх розмір, тим сильніше вони перешкоджають зрушенню по площинах ковзання. Тому тростит, в якому часточки цементиту найбільш дрібні, мають більшу твердість та міцність порівняно з сорбітом, а перліт, що містить найбільш крупні включення цементиту, - найменшу міцність та твердість.

 

Температура відпуску,ºС

Рисунок 1.3 - Залежність механічних властивостей загартованої сталі 40 від температури відпуску.

 

Тому в залежності комплексу властивостей, що вимагається від загартованої сталі піддають низькому (до 200 ºС), середньому (при 400 – 500 ºС) та високому (при 550 – 650 ºС) відпуску.

Внаслідок сприятливого поєднання механічних властивостей, що отримуються після загартування та високого відпуску, таку обробку, яка називається покращенням, часто застосовують на практиці. Внаслідок покращення отримується структура сорбіт з зернистою формою цементиту. Структуру сорбіту можливо отримати при ізотермічному перетворенні аустеніта. В цьому випадку сорбіт отримується з цементитом пластинчатої форми та механічні властивості його будуть відрізнятися від властивостей сорбіту відпуску. При однакових значеннях тимчасового опору сталі, що має зернисту структуру, володіє більшою пластичністю порівняно зі сталлю, що має пластичну структуру.[2]

 

1.2 Термообробка за допомогою струмів високої частоти (СВЧ)

При поверхневому загартуванні на деяку (задану) глибину загартовується лише поверхневий шар, в той час, як серцевина виробів залишається незагартованою.

Основне призначення поверхневого загартування: підвищення твердості, зносостійкість та границі витривалості оброблюваних виробів. Серцевина виробів залишається в’язкою та сприймає ударні навантаження. На практиці найбільш часто застосовують поверхневе загартування з індукційним нагрівом струмами високої частоти (с.в.ч.). Для крупних виробів застосовують загартування з нагрівом газовим полум’ям[2].

Індукційний нагрів відбувається в наслідок теплової дії струму, індукованого у виробі, поміщеному в змінне магнітне поле.

Для нагріву вироби встановлюють в індуктор, що представляє собою один або декілька витків порожнистої водо охолоджувальної мідної трубки або шини (рисунок 4). Змінний струм, перетікаючи через індуктор, створює змінне магнітне поле. В наслідок індукції у поверхневому шарі виникають вихрові струми, і в шарі оброблюваного виробу відбувається виділення джоулевого тепла. Щільність індукованого змінного струму по перетину провідника (виробу, що нагрівається) неоднакова. Струм проходить в основному в поверхневому шарі провідника. Це явище називається поверхневим ефектом. Близько 90% тепла виділяється у шарі товщиною у,м, який знаходиться в наступній залежності від частоти струму f,Гц, магнітна проникність μ, Г/м, та електроопору ρ,Ом ·м, металу, що нагрівається:

(1.1)

Глибина проникнення струму збільшується з підвищенням температури та найбільш сильно зростає вище точки Кюрі (768ºС), внаслідок різкого зменшення магнітної проникність при переході сталі з феромагнітного стану в парамагнітне і збільшення ρ. Одночасно, зменшується швидкість нагріву, що необхідно враховувати при встановленні режиму нагріву.

а) – розподіл магнітного потоку в індукторі;

б) – напрямок струмів в індукторі та деталі;

1 – деталь, що нагрівається;

2 – виток індуктора;

3 – магнітні силові лінії;

4 – напрямок струму в індукторі;

5 – напрямок струму в деталі.

Рисунок 1.4 – Схема індукційного нагріву[2].

 

При великих швидкостях нагріву перетворення перліта в аустеніт здвигається в область високих температур, і початкове зерно аустеніта зменшується. Тому температура загартування при індукційному нагріві вище, ніж при нагріві в печах, де швидкість нагріву не перевищує 1,5 – 3 ºС/с. Чим більше швидкість нагріву в області фазових перетворень, тим більше повинна бути температура для достатньо повної аустенізації і отримання при охолодженні оптимальної структури (дрібнокристалічного мартенситу) і максимальної твердості.

Так, при пічному нагріві температура загартування сталі з 0,4% С складає 840 – 860 ºС, при індукційному нагріві зі швидкістю нагріву 250ºС/с дорівнює 880 – 920 ºС, а при 500 ºС/с – 980 – 1020 ºС. Внаслідок неоднорідності аустеніта при швидкісному індукційному нагріві охолодження повинно бути інтенсивним, ніж при звичайному загартуванні.

Охолоджуючу рідину (воду, мастило, ріже – водневі розчини органічних сполук та інші) подають через душовий пристрій (спреєр), що забезпечує високу швидкість охолодження. [2]

Всупереч тому, що при нагріванні в печах обов'язковими є тривалі витримки в області температур відпуску, при високочастотному нагріванні виявляється можливим отримання високих механічних властивостей після відпуску, тривалість якого досить мала. Це досягається деяким підвищенням температури відпуску порівняно з нагріванням в печах, яке залежить від рівня необхідних механічних властивостей. При однаковому перепаді температур по перетину нагрівання до температури відпуску відбувається повільніше, ніж під наскрізне загартування. Розпад мартенситу при великих швидкостях нагріву зміщується в область більш високих температур і може збігатися з початком рекристалізаційних процесів і коагуляції карбідів, що призводить до отримання структур, відмінних від отриманих при звичайному відпуску.

При відпуску на однакову твердість структура металу, отримана при швидкому нагріванні, характеризується більш дрібними карбідними виділеннями і рівномірним їх розподілом і володіє підвищеною пластичністю і ударною в'язкістю. Отримання такої структури пов'язано з тим, що виділення зародків карбідів при швидкому нагріванні починається при високій температурі, коли створюються сприятливі умови для виникнення великої кількості зародків. Коагуляція цих зародків при подальшому підвищенні температури нагрівання відбувається повільніше, ніж зростання зародків, що виникли при подальшому розпаді мартенситу.

Відсутність витримки при кінцевій температурі відпуску гальмує розвиток процесу коагуляції. Рекристалізаційні процеси, обумовлені в першу чергу фазовим наклепом при розпаді мартенситу, завершуються достатньою мірою, що забезпечує високу пластичність феритної основи.

Низький відпуск поверхнево загартованих виробів може бути виконане високочастотним нагрівом. Дослідження показали, що для ефективного відпуску виробів необхідно підігріти на глибину, що перевищує глибину загартованого шару. Одночасно глибина проникнення струму у метал в цьому випадку мала, так як метал холодний. Тому при відпуску застосовують значно менші швидкості нагріву, ніж при загартуванні. Для забезпечення перепаду температур в границях загартованого шару близька 50 ºС нагрів слід виконувати з початковою швидкістю 15 – 20 ºС/с. Для отримання меншого перепаду температур необхідно виконувати наскрізний нагрів виробів, що в більшість випадків доцільно здійснювати в печах або у соляних ваннах.

Завдяки неминучому перепаду температур у відпущеному шарі твердість зменшиться по товщині шару нерівномірно: на поверхні твердість виявляється дещо нижче, ніж в глибоких шарах. Проте це помітно тільки при відпуску вище 300 ºС. При низькому відпуску зниження твердості мартенсита невелике й рівномірне по всій товщині загартованого шару.

При швидкому індукційному нагріву процеси перетворень при відпуску відбуваються при більш високих температурах. Твердість поверхнево загартованих виробів знижається менш інтенсивно, ніж при пічному відпуску. Як і при само відпусканні, для отримання твердості, рівній твердості після відпуску в печі, температура нагрівання повинна бути вища. Зміна швидкості нагріву в межах 10 – 30 ºС/с практично не позначається на результатах відпуску. Це свідчить про те, що процеси початкової стадії розпаду мартенсита дуже швидке. При цьому після короткочасного електровідпуску можуть бути отримані ті ж самі твердість та механічні властивості, які отримуються після звичайного низького відпуску. Це може бути показано на прикладі високочастотного відпуску загартованої сталі ШХ15. Нагрів під відпуск виконується за швидкістю 5 – 8 ºС/с, що забезпечує до кінця нагрів перепад температури за перетином зразків 5 – 7 ºС/с. Випробування на статичний згин, твердість, ударну в’язкість показали, що при високочастотному відпуску при 225 – 250 ºС з загальним часом безперервного нагріву 45 с отримуються ті ж властивості, що й при відпуску з нагрівом в печі при 160ºС продовж 1,5 год. Це більш важливіше для вуглецевих сталей, так, як дифузійні процеси в цих сталях проходить с більшою швидкістю. Швидкість завершення початкової стадії розпаду мартенсита підтверджуються дослідженнями, виконаними при електронагріві вуглецевої сталі зі швидкостями, що перевищують 1000ºС/с[3].

При загартуванні деталей, які мають складну загартовану поверхню, само відпуск може не дати очікуваних результатів. У таких деталей у різних зонах поверхневого шару сильно відрізняється умови охолодження: при інтенсивному охолодженні від загартованих температур частини поверхонь, що виступають, охолоджуються до більш низьких температур ніж, чим поглибленні частини, западини. Тому після припинення інтенсивного охолодження тепловий стан буде неоднорідний. При само відпуску тепло, що дифундується від внутрішніх, ще розігрітих шарів метала, буде передусім поступати у зони западин, де буде досягнута необхідна ступінь відпуску, а на частини поверхні, що виступають, тепло поступить із запізненням і в загартованому шарі цих частин температура може не досягнути необхідного значення або тривалість само відпуску буде недостатньою. Кінцева твердість на виступах буде вище, ніж в западинах.

В такому випадку можливо застосування комбінованого способу – само відпуску с електровідпуском. Після паузи, необхідної для рівномірного розподілу температури по перетину деталі для самовідпуску, можна застосувати повторний короткочасній нагрів індукційним методом деталі до температури, необхідної для отримання заданої твердості поверхні. Ця операція може бути виконана у тому ж індукторі і при тих же частотах струму, що й початковий нагрів під загартування. Режим нагріву буде відрізнятися від початкового, так як вимоги до нагріву різні. Комбінований спосіб самовідпуску-електровідпуску дозволяє покращити умови відпуску і при зональному загартуванні, при якій один само відпуск не завжди забезпечує необхідну ступінь зниження залишкової напруги біля границі загартованого шару. [3]

Структура і властивості, одержані після високочастотного відпуску загартованої сталі, значно залежать від температури відпуску і часу нагрівання. Вибір режиму для відпуску має бути таким, щоб умови нагріву по перетину оброблюваного виробу були приблизно однакові. Однак добиватися повної рівномірності твердості по перетину заготовок недоцільно: отримана нерівномірність повинна укладатися тільки в допуски, обумовлені технічними умовами.

Характерними ознаками сплавів, підданих нагріву з високими швидкостями до температури завершення об'ємного ефекту третього перетворення, є: 1) наявність в них карбідної фази з кристалічною решіткою цементитного типу і 2) значний необоротний спад намагніченості в інтервалі 300-550° С, співпадаючий з переходом карбіду з точкою Кюрі 270° С в «рівноважний» цементит.

Карбід, що утворюється при швидкісному нагріві до температури завершення об'ємного ефекту третього перетворення, має кристалічну решітку цементита. Аналізи високовуглецевих і середньовуглецевих сталей після швидкісного відпуску до температур інтервалу карбідного перетворення привели до висновку про те, що фаза, яка утворюється при цьому, з орторомбічною решіткою є дефектний цементит, що має більшу дисперсність, ніж цементит, що виникає на відповідних стадіях пічного відпуску, і що зберігає пластинчасту форму аж до субкритичних температур. Враховуючи ту обставину, що частка атомів вуглецю може на ранніх стадіях відпуску не приймати участі в утворенні карбідів і, будучи, мабуть, пов'язаною з дефектами кристалічної будови, дозволяє усунути деякі суперечності в теорії утворенні карбідів при відпуску[4].

Хімічний склад цього дефектного цементиту майже не відрізняється від складу цементиту θ- Fe₃C; при цьому, враховуючи дані за визначенням розмірів елементарного вічка кристалічної решітки цієї фази і виводи рентгеноспектральних досліджень, слід вважати, що це незначна відзнака дефектного цементиту по складу від Fe₃C, ймовірно, носить характер дефіциту по вуглецю.

Утворення на певному етапі відпуску цементиту атомами вуглецю, які спочатку були пов'язані з недосконалістю кристалічної будови, таких як дислокації, вакансії, комплекси вакансій, дефектів упаковки і тому подібне. Виділення атомів вуглецю в місцях недосконалості кристалічної решітки і подальше утворення ними карбідної фази, може більш менш істотно впливати на процеси виникнення карбідів при відпуску залежно від того, яка кількість вуглецю бере участь в насиченні, повному або частковому, дефектів решіток.

В умовах швидкісного нагріву загартованих сталей до 500-550 °С процес утворення карбідної фази вуглецем, зв'язаним на ранніх стадіях відпуску з дефектами структури, в значній мірі пригнічується і лише при повторному повільному нагріві відбувається виникнення «додаткових» утворень цементиту. Процес цей протікає в області температур вище за точку Кюрі цементиту і у зв'язку з цим супроводжується значним магнітним ефектом.

Процес утворення карбідів на III стадії відпуску в умовах швидкісного нагріву, перетворення ε-карбіду на цементит відбувається в умовах швидкісного нагріву, у вузькому температурному інтервалі (від 380-400° С до 510- 520° С). Це перетворення не супроводжується зміною складу карбіду, а відбувається шляхом перебудови решітки. Мабуть, процес подібний до бездифузійних перетворень, йде надзвичайно швидко і у зв'язку з цим реалізується при будь-якій швидкості нагріву.

При відпуску легованої сталі виявляються деякі особливості в протіканні фазових перетворень, які впливають на її ударну в'язкість [4]. Застосування швидкого нагріву при високому відпуску пригнічує розвиток процесів, які викликають крихкість.

Застосування великих швидкостей нагріву дозволяє ще в більшій мірі зменшити відпускну крихкість. Вочевидь, при короткочасному нагріванні подавляються процеси виділення твердих фаз за межах зерен феритної основи.

При поліпшенні, тобто загартуванні з високим відпуском, не завжди і не в усіх марок сталей вдається отримати при прискореному нагріванні заданого поєднання механічних властивостей.

Для отримання високої пластичності, навіть при повільному пічному нагріванні, температура відпуску має бути близька до температури початку виникнення аустеніту. Прискорення нагріву вимагає підвищення температури нагріву, однак воно може виявитися неможливим, оскільки виникає небезпека початку аустенітного перетворення, тобто повної ліквідації структур загартованої і відпущеної сталі.

Особливості протікання процесів перетворення при високочастотному нагріванні під відпуск проявляються при великих швидкостях нагріву, які мають обмежене практичне застосування. В. Н. Гріднєв і ін. [5] розробили швидкісну електротермічну обробку (СЕТО), однієї з операцій якої є нагрівання під відпуск зі швидкостями до 1000 °С/с,+ здійснений контактним методом струмом промислової частоти. Зокрема, цей спосіб термічної обробки автори застосували при виробництві сталевого дроту діаметром 3,2 мм із сталі 20. Отримано механічні властивості, що задовольняють вимогам ДСТ, що дозволило застосувати новий метод електротермічної обробки у метизному виробництві.

Застосування високочастотного індукційного методу нагрівання під високошвидкісний відпуск обмежується малим значення глибини проникнення струму в "холодний" метал. Тому застосування таких режимів відпуску допускається лише для тонкостінних виробів (труби, пластини і пр.) або тонкого дроту, коли вибором правильної частоти струму можна отримати потрібний перепад температури по розрізу. В деякій мірі рішення цієї задачі полегшується тим, що при високочастотному нагріванні застосовуються значні питомі потужності струму, що характеризуються високим значенням напруженості магнітного поля, при яких істотно збільшується глибина проникнення струму - практично в 6-8 разів [6].

Найчастіше скрізний індукційний нагрів використовують для середнього і високого відпуску, проте в деяких випадках при термічній обробці тонкостінних або малого діаметру виробів цей вид нагріву можна застосовувати і для низького відпуску. Температура всіх способів відпуску не перевищує точки Ас1, а значить, і температури точки Кюрі. Унаслідок незначної глибини проникнення струму будь-якої частоти при цих температурах режим скрізного індукційного нагріву під відпуск визначається головним чином теплопровідністю сталі та відбувається із швидкостями, що значно менше швидкостей нагріву під загартування.

Зважаючи на те, що скрізному індукційному нагріву під відпуск зазвичай піддають досить масивні вироби, швидкість їх нагріву визначається допустимим перепадом температур по перетину. Оскільки швидкість нагріву внутрішніх шарів виробу за рахунок теплопровідності відрізняється від швидкості нагріву його зовнішніх шарів безпосередньо струмом високої частоти, протікання перетворень в них розрізняється як по температурі, так і за часом. Тому допустимо передбачати, що навіть при чималих перепадах температур по перетину виробу можна створити сприятливий розподіл властивостей по перетину виробу в цілому, тобто досягти прийнятної однорідності властивостей при різнорідній структурі. Практика підтвердила це. Проте прискорення нагріву (∆t) виявилося можливим лише до деякої межі, що визначається складом сталі, формою і розмірами виробу. Можна вважати, що для високого відпуску величина ∆t не повинна перевищувати 70 °С. При великих значеннях ∆t спостерігається помітне зниження пластичності і в'язкості всього виробу в цілому і незадовільний розподіл властивостей по перетину. Оскільки скрізний індукційний нагрів під відпуск протікає набагато швидше за звичайний пічний нагрів, інтервал відпускної крихкості, що притаманний ряду сталей, зміщується в область більш високих температур.

Крім того, швидкісний індукційний нагрів під відпуск помітно послаблює ефект відпускної крихкості, що пов'язане з придушенням процесів виділення карбідів і інших твердих фаз по границям феритної матриці. Потрібно також пам'ятати, що, застосувавши прискорене охолоджування після такого відпуску, можна повністю виключити прояв відпускної крихкості. В результаті індукційного поліпшення не завжди і не на всіх марках сталі удається отримати необхідне поєднання міцносних і пластичних властивостей: температура індукційного відпуску виявляється недостатньою, хоча і гранично близькою до А. Підвищення температури відпуску вище А, небезпечно, оскільки може привести до аустенітного перетворення і повної ліквідації ефекту відпуску загартованої сталі. В цьому випадку необхідно або уповільнювати нагрів, або давати витримку при максимально можливій температурі відпуску [3].