На какие фазы разлагается мартенсит при отпуске

Опубликовано: 15.05.2024

Термическую обработку, заключающуюся в нагреве закаленной стали до температуры ниже точки называют отпуском.

Структура закаленной стали — мартенсит и остаточный аустенит — являются неравновесными фазами. Переход стали в более устойчивое состояние должен сопровождаться распадом мартенсита и остаточного аустенита с образованием структуры, состоящей из феррита и цементита. Распад этих фаз идет по диффузионному механизму, и поэтому скорость процесса в основном

Рис. 127. Схема возникновения искажений решетки при образовании зародыша карбида внутри кристаллика a-твердого раствора. Решетки карбида и а-фазы связаны между собой (когерентны). Белые кружки — атомы железа, черные — атомы углерода

обусловлена температурой нагрева. Из указанных фаз при нагреве в первую очередь начинает распадаться мартенсит.

Распад мартенсита (первое превращение при отпуске). На первой стадии превращения, протекающего при температуре ниже 200 °С, в кристаллах мартенсита образуются карбиды. На образование частиц этих карбидов углерод расходуется только из участков мартенсита, непосредственно окружающих кристаллы выделившихся карбидов. Концентрация углерода в этих участках резко уменьшается, тогда как более удаленные участки сохраняют исходную концентрацию углерода, полученную после закалки. Таким образом, после нагрева до низких температур (ниже 150 °С) в стали наряду с частицами выделившихся карбидов одновременно присутствуют два -твердых раствора (мартенсита) с более высокой (исходной) и низкой концентрацией углерода.

В связи 6 этим данный тип распада мартенсита называют двухфазным.

При температурах меньше 200 °С скорость диффузии мала, поэтому образующиеся частицы карбидов не увеличиваются, и распад мартенсита сопровождается зарождением новых частиц карбида, обычно на границах кристаллов мартенсита и в местах с повышенной плотностью дефектов.

Выделяющиеся карбидные частицы имеют форму тонких пластинок толщиной несколько атомных слоев и длиной несколько десятков нанометров. Пластинки 8 карбида когерентно связаны с решеткой а-раствора (рис. 127). Вследствие того, что удельные объемы карбида и а-раствора различны, между ними возникают сильные микроискажения кристаллических решеток обеих фаз.

Вторая стадия распада мартенсита протекает при температуре На этой стадии продолжают выделяться карбиды из мартенсита и, следовательно, он обедняется углеродом.

При этих температурах отпуска диффузия углерода возрастает, и кристаллы карбидов укрупняются в результате притока атомов углерода из областей твердого раствора (мартенсита) с повышенной концентрацией углерода. Поэтому в конечном счете концентрация углерода в кристаллах мартенсита оказывается близкой к однородной.

Частицы карбидов, образующиеся при низкотемпературном отпуске, по кристаллографическому строению и составу отличаются от цементита. В мартенсите после низкотемпературного отпуска присутствует гексагональный -карбид вероятно Образование -карбида при отпуске вместо более стабильного цементита объясняется тем, что на границе а-раствора и -карбида сопряжение решеток лучше, а следовательно, поверхностная энергия ниже, чем на границе мартенсита и цементита, и поэтому возникновение критического зародыша этого карбида требует меньшей флуктуации энергии.

При низкотемпературном отпуске легированных сталей не происходит диффузионного перераспределения легирующих элементов и поэтому выделяющиеся частицы карбидов имеют такое же среднее содержание легирующих элементов, как и в мартенсите.

Структуру, образующуюся в результате распада мартенсита при температурах ниже 350 °С, называют отпущенным мартенситом, который отличается от мартенсита закалки меньшей концентрацией в нем углерода и включением дисперсных кристалликов -карбида, когерентно связанных о решеткой мартенсита. Содержание углерода в отпущенном мартенсите определяется температурой и продолжительностью нагрева, а также составом исходного мартенсита. Чем выше температура отпуска, тем меньше содержание углерода, в твердом растворе (мартенсите). С увеличением длительности нагрева при этих температурах сначала наблюдается интенсивное выделение углерода, а затем процесс замедляется и при больших выдержках практически прекращается.

Обеднение раствора углеродом приводит к тому, что степень его тетрагональности постепенно уменьшается и при температуре 300—350 °С становится практически равной единице, как в кубической решетке. Это свидетельствует о том, что количество углерода, остающегося в -твердом растворе (мартенсите), приближается к равновесному. Однако решетка а-раствора остается упругоискаженной и отличается повышенной плотностью дефектов строения. Распад мартенсита при отпуске сопровождается уменьшением объема.

Легирующие элементы оказывают незначительное влияние на распад мартенсита только при температурах ниже При более высоких температурах введение в сталь сильно тормозит процессы распада мартенсита, образования и роста частиц карбидов. Это имеет большое практическое значение. Если в углеродистой и низколегированной стали состояние отпущенного мартенсита, обладающего высокой твердостью, сохраняется лишь до 250—350 °С, то в высоколегированной стали такое состояние сохраняется до и выше.

Превращение остаточного аустенита (второе превращение при отпуске). При отпуске высокоуглеродистых и многих легированных среднеуглеродистых сталей, содержащих повышенное количество остаточного аустенита при температуре 200-300 °С происходит его распад. Механизм распада остаточного аустенита, по-видимому, близок к механизму бейнитного превращения переохлажденного аустенита (см. с. 176). В результате превращения остаточного аустенита образуются те же фазы, т. е. обедненный углеродом мартенсит и частицы карбидов, что и при отпуске закаленного мартенсита при той же температуре, но структурное состояние продуктов распада отличается от состояния продуктов, получаемых при превращении мартенсита.

Большинство легирующих элементов не только увеличивает количество остаточного аустенита в закаленной стали из-за снижения температуры но и повышает температурный интервал его распада при отпуске. В некоторых высоколегированных сталях, например в быстрорежущих, содержащих 25-35 % остаточного аустенита, распад его протекает после отпуска при температуре 500-600 °С.

Снятие внутренних напряжений и карбидное превращение (третье превращение при отпуске). При температуре 350-400 РС полностью завершается процесс выделения углерода из а-раствора (мартенсита), происходит нарушение когерентности и обособление решеток феррита и карбида, связанное с одновременным протеканием карбидного превращения, в результате которого образуется цементит

Кроме того, изменяются размеры и форма карбидных частиц (она приближается к сфероидальной). Наряду с карбидными превращениями при этих температурах отпуска также происходит изменение структуры — полигонизация а-фазы и релаксация макро- и микронапряжений, возникающих при закалке в процессе мартенситного превращения. Образующуюся после отпуска при структуру обычно называют трооститом отпуст.

Коагуляция карбидов. Повышение температуры отпуска до и выше в углеродистых и во многих низко- и среднелегированных сталях не вызывает изменения фазового состава. Однако с повышением температуры изменяется микроструктура; протекает процесс коагуляции и сфероидизации карбидов.

Коагуляция карбидов в процессе отпуска происходит вследствие переноса атомов углерода через -твердый раствор, при этом происходит растворение более мелких и рост более крупных частиц карбидов при обеднении углеродом -твердого раствора (см. с. 60). Структуру стали после высокого отпуска называют сорбитом отпуст.

Частицы карбидов в структуре троостита или сорбита отпуска в отличие от троостита и сорбита, полученных в результате распада переохлажденного аустенита, имеют зернистое, а не пластинчатое

строение. Образование зернистых структур улучшает многие свойства стали. При одинаковой твердости, временном сопротивлении и пластичности сталь с зернистой структурой имеет более высокие значения предела текучести, относительного сужения и ударной вязкости.

В результате коагуляции размер частиц карбидов становится мм, тогда как после отпуска при 400-450 °С он составляет 3-10-5 мм (троостит отпуска). При температурах, близких к точке образуется еще более грубая ферритно-карбидная структура (диаметр карбидных частиц мм), называемая зернистым перлитом (зернистым цементитом).

Легирующие элементы замедляют процесс коагуляции, поэтому после отпуска при одинаковой темперглуре сталь, легированная этими элементами, сохраняет более высокую дисперсность карбидных частиц, соответственно большую прочность. При указанных высоких температурах становится возможной диффузия и легирующих элементов, которая приводит к их перераспределению между ферритом и цементитом. Карбидообразующие элементы диффундируют из феррита в цементит, некарбидообразующие — из цементита в феррит. Обогащение цементита легирующими элементами до предела насыщения приводит к его превращению в специальный карбид который образуется в тех самых местах, где ранее были частицы цементита (превращение «на месте»). Карбиды типа и образуются путем зарождения карбида в твердом растворе с последующим выделением. Это требует перераспределения углерода между твердым раствором и карбидной фазой. Выделение из твердого раствора карбидов нередко вызывает повышение твердости — дисперсное упрочнение.

Влияние отпуска на механические свойства. Распад мартенсита при отпуске влияет на все свойства стали. При низких температурах отпуска (до 200-250 °С) уменьшается склонность стали к хрупкому разрушению. В случае низкотемпературного отпуска твердость закаленной и отпущенной стали мало зависит от содержания в ней легирующих элементов и определяется в основном содержанием углерода в а-растворе (мартенсите). В связи с этим высокоуглеродистые стали, имеющие высокую твердость после закалки, сохраняют ее (более высокое содержание углерода в мартенсите) и после отпуска при температурах до 200-250 °С. Прочность и вязкость стали при низких температурах отпуска несколько возрастает вследствие уменьшения макро- и микронапряжений и изменения структурного состояния. Повышение температуры отпуска от 200—250 до 500-600 °С заметно снижает твердость, временное сопротивление, предел текучести и повышает относительное удлинение, сужение (рис. 128, а) и трещиностойкость

Все легированные стали, особенно содержащие карбидообразующие элементы, после отпуска при одинаковых температурах

Рис. 128. Влияние температуры отпуска на механические свойства закаленной стали с 0,45% С (а) и изменение ударной вязкости легированной стали в зависимости от температуры отпуска и последующей скорости охлаждения (б)

обладают более высокой твердостью, чем углеродистые, что связано с замедлением процесса распада мартенсита, образования и коагуляции карбидов. В сталях, содержащих большое количество таких элементов, как хром, вольфрам или молибден, в результате отпуска при высоких температурах (500-600 °С) наблюдается даже повышение твердости, связанное с выделением в мартенсите частиц специальных карбидов, повышающих сопротивление пластической деформации (дисперсное упрочнение).

Хрупкость при отпуске легированных сталей. При отпуске (250—400 и 500-550 °С) некоторых легированных сталей снижается ударная вязкость. Такое снижение вязкости получило название отпускной хрупкости.

В легированной стали могут возникнуть два вида отпускной хрупкости (рис. 128, б).

Первый вид отпускной хрупкости, называемой необратимой отпускной хрупкостью, или хрупкостью I рода, наблюдается в результате отпуска при 250-400 °С. Этот вид хрупкости присущ в той или другой мере всем сталям. Отличительной особенностью хрупкости I рода является ее необратимый характер; повторный отпуск при той же температуре не улучшает вязкости. Хрупкость этого вида устраняется нагревом до температуры свыше 400 °С, снижающим, однако, твердость. Последующий нагрев при 250 — 400 °С не снижает ударную вязкость.

Сталь в состоянии необратимой отпускной хрупкости имеет блестящий межкристаллитный излом. Хрупкое состояние обусловлено возникновением объемно-напряженного состояния, получающегося при неоднородном распаде мартенсита. В связи с этим

отпуск в области температур наиболее интенсивного развития хрупкости I рода не проводят.

Второй вид отпускной хрупкости, называемой обратимой отпускной хрупкостью, или хрупкостью II рода, наблюдается в некоторых сталях определенной легированности, если они медленно охлаждаются (в печи или даже на воздухе) после отпуска при 500-550 °С. При развитии хрупкости II рода происходит сильное уменьшение ударной вязкости и, что самое главное, повышение порога хладноломкости. В стали в состоянии хрупкости

II рода уменьшаются работа зарождения трещины и особенно ее распространение. Этот вид хрупкости не возникает, если охлаждение о температуры отпуска проводят быстро, например в воде (см. рис. 128, б). При быстром охлаждении с температур отпуска 500-550 °С излом — волокнистый, характерный для вязкого состояния. После медленного охлаждения получается хрупкий кристаллический излом.

Существенным признаком хрупкоети II рода является ее обратимость. Хрупкость, возникшая в результате медленного охлаждения с 500-550 °С, может быть устранена повторным отпуском при 600-650 °С с последующим быстрым охлаждением. Она может быть вызвана вновь дополнительным отпуском определенной длительности при 500-550 °С.

Хрупкость II рода наиболее часто наблюдается в сталях, содержащих повышенное количество фосфора, марганца, кремния, хрома или же при одновременном введении в сталь хрома и никеля или марганца. Введение в сталь молибдена или вольфрама в небольшом количестве или значительно уменьшает склонность ее к отпускной хрупкости.

Появление хрупкости II рода наиболее вероятно связано с диффузией растворенных атомов некоторых элементов к границе зерна и насыщением поверхностных слоев зерна этими элементами без выделения избыточных мелкодисперсных фаз (карбидов, фосфидов и т. д.). Особенно значительное влияние оказывает обогащение пограничных зон фосфором, снижающим работу образования межзеренных трещин, что приводит к развитию отпускной хрупкости. Легирующие элементы хром, марганец, никель повышают содержание фосфора в приграничнвгх объемах, а молибден и вольфрам, наоборот, снижают, уменьшая склонность к отпускной хрупкоети.

Шпаргалки по материаловедению - Четвертое основное превращение (превращение мартенсита при отпуске)

Четвертое основное превращение (превращение мартенсита при отпуске).

Имеет место при нагреве закаленных сталей. Превращение связано с диффузией углерода.

Мартенсит закалки неравновесная структура, сохраняющаяся при низких температурах. Для получения равновесной структуры изделия подвергают отпуску.

При нагреве закаленной стали происходят следующие процессы.

При нагреве до 200 o С происходит перераспределение углерода в мартенсите. Образуются пластинки – карбидов толщиной несколько атомных диаметров. На образование карбидов углерод расходуется только из участков мартенсита, окружающих кристаллы выделившихся карбидов. Концентрация углерода на этих участках резко падает, тогда как удаленные участки сохраняют концентрацию углерода. В стали присутсвуют карбиды и два -твердых раствора мартенсита (с высокой и низкой концентрацией углерода. Такой тип распада мартенсита называется прерывистым. Скорость диффузии мала, карбиды не увеличиваются, распад мартенсита сопровождается зарождением новых карбидных частиц. Таким образом имеем структуру с неравномерным распределением углерода – это мартенсит отпуска . При этом несколько снижается тетрагональность решетки.

При нагреве до 300 o С идет рост образовавшихся карбидов. Карбиды выделяются из мартенсита и он обедняется углеродом. Диффузия углерода увеличивается и карбиды растут в результате притока углерода из областей твердого раствора с высокой его концентрацией. Кристаллическая решетка карбидов когерентно связана с решеткой мартенсита.

В высокоуглеродистых сталях аустенит остаточный превращается в мартенсит отпуска. Наблюдается снижение тетрагональности решетки и внутренних напряжений. Структура – мартенсит отпуска:

При нагреве до 400 o С весь избыточный углерод выделяется из . Карбидные частицы полностью обособляются, приобретают строение цементита, и начинают расти. Форма карбидных частиц приближается к сферической.

Высокодисперсная смесь феррита и цементита называется троостит отпуска;

При нагреве выше 400 o С изменение фазового состава не происходит, изменяется только микроструктура. Имеет место рост и сфероидизация цементита. Наблюдается растворение мелких и рост крупных карбидных частиц.

При температуре 550…600 o С имеем сорбит отпуска. Карбиды имеют зернистое строение. Улучшаются свойства стали.

При температуре 650…700 o С получают более грубую ферритно- цементитную смесь – перлит отпуска (зернистый перлит).

Билет №24 . Виды термической обработки стали.

Свойства сплава зависят от его структуры. Основным способом, позволяющим изменять структуру, а, следовательно, и свойства является термическая обработка.

Основы термической обработки разработал Чернов Д.К.. В дальнейшем они развивались в работах Бочвара А.А., Курдюмова Г.В., Гуляева А.П.

Термическая обработка представляет собой совокупность операций нагрева, выдержки и охлаждения, выполняемых в определенной последовательности при определенных режимах, с целью изменения внутреннего строения сплава и получения нужных свойств (представляется в виде графика в осях температура – время, см. рис. 12.1 ).

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

Различают следующие виды термической обработки:

1. Отжиг 1 рода – возможен для любых металлов и сплавов.

Его проведение не обусловлено фазовыми превращениями в твердом состоянии.

Нагрев, при отжиге первого рода, повышая подвижность атомов, частично или полностью устраняет химическую неоднородность, уменьшает внутреннее напряжения.

Основное значение имеет температура нагрева и время выдержки. Характерным является медленное охлаждение

Разновидностями отжига первого рода являются:

· отжиг для снятия напряжения после ковки, сварки, литья.

2. Отжиг II рода – отжиг металлов и сплавов, испытывающих фазовые превращения в твердом состоянии при нагреве и охлаждении.

Проводится для сплавов, в которых имеются полиморфные или эвтектоидные превращения, а также переменная растворимость компонентов в твердом состоянии.

Проводят отжиг второго рода с целью получения более равновесной структуры и подготовки ее к дальнейшей обработке. В результате отжига измельчается зерно, повышаются пластичность и вязкость, снижаются прочность и твердость, улучшается обрабатываемость резанием.

Характеризуется нагревом до температур выше критических и очень медленным охлаждением, как правило, вместе с печью (рис. 12.1 (1, 1а)).

3. Закалка – проводится для сплавов, испытывающих фазовые превращения в твердом состоянии при нагреве и охлаждении, с целью повышение твердости и прочности путем образования неравновесных структур (сорбит, троостит, мартенсит).

Характеризуется нагревом до температур выше критических и высокими скоростями охлаждения (рис. 12.1 (2, 2а)).

4. Отпуск – проводится с целью снятия внутренних напряжений, снижения твердости и увеличения пластичности и вязкости закаленных сталей.

Характеризуется нагревом до температуры ниже критической А (рис. 12.1 (3)). Скорость охлаждения роли не играет. Происходят превращения, уменьшающие степень неравновесности структуры закаленной стали.

Термическую обработку подразделяют на предварительную и окончательную.

Предварительная – применяется для подготовки структуры и свойств материала для последующих технологических операций (для обработки давлением, улучшения обрабатываемости резанием).

Явления отпуска свяэаны с процессами распада мартенсита, а также остаточного аустенита, когда его количество в закаленной стали представляет заметную величину.
Пересыщенный твердый раствор углерода в α-железе является весьма неустойчивым состоянием стали, и распад его начинается уже при комнатной температуре.

Структурные изменения при отпуске закаленной стали, связанные с переходом ее в двухфазную смесь α-железа и цементита, протекают при всех температурах отпуока, от комнатной - до точки А_С1.

Каждой температуре отпуска соответствует некоторое состояние стали, которое достигается в сравнительно короткое время и которое очень медленно меняется при дальнейшем увеличении времени выдержки.

С повышением температуры отпуска эти состояния постепенно изменяются.
Однако наряду с постепенным изменением состояния и темпепатуры имеются сравнительно узкие области температур, в которых состояние стали меняется значительно.
Эти области отмечаются эффектами на кривых и изменениями различных свойств стали при нагреве.

Процессы, происходящие в этих областях, получили название первого, второго и третьего преврашения при отпуске.

Положение этих областей зависит от скорости нагрева.
При нагреве со скоростью около 10°С в минуту они лежат приблизительно в интервалах 100 - 150°, 250 - 300° и 325 - 400°С; однако процессы этих превращений могут практически закончитъся в течение нескольких часов при температурах 110°, 250° и 325°С.

При более низких температурах для течения этих процессов требуются уже очень длительные выдержки, быстро увелнчивающиеся с понижением температуры.
При повышении скорости нагрева эффекты смещаются в сторону высоких температур.

Однако первый и второй эффект смещаются до некоторого предела; второе превращение при достаточно быстром нагреве может быть полностью задержано.
Кроме эффектов в этих областях температур наблюдается еще эффект при температуре около 450°С, особенно отчетливо проявляющийся на кривых изменения механических свойств.

При отпуске закаленной стали основным процессом является распад мартенсита - распад пересыщенного углеродом твердого раствора α-железа.
Поэтому при отпуске должны происходить по существу те же процессы, которые имеют место при старении пересыщенных твердых растворов сплавов с повышающейся при увеличении температуры растворимостью.

В основном это процесс выделения растворенного элемента с образованием второй фазы в условиях малой диффузионной подвижности атомов.
Однако распад мартенсита, имея много общего с распадом других пересыщенных твердых растворов, имеет и свои особенности, резко его отличающие.

Причины этих особенностей заключаются, во-первых, в том, что само получение пересыщенного твердого раствора является здесь не простым фиксированием высокотемпературного состояния, а результатом бездиффузионного превращения.

Мартенситный механизм этого превращения приводит к образованию тонкой микро- и субмикроструктуры сплава, к наличию различных неоднородностей и несовершенств строения.
Во-вторых, подвижность атомов растворителя и растворенного элемента чрезвычайно сильно различается.
Наконец, в-третьих, свойства кристаллов твердого раствора сильно зависят от концентрации растворенного элемента.

Большое пересыщение углеродом α-фазы в средне- и высокоуглеродистых сталях обуславливает сильную его неустойчивосгь и существование первой стадии распада при 100 - 150°С.
Состояние стали, являющееся результатом первой стадии распада мартенсита, получило название отпущенного мартенсита.
Сталь в этом состоянии обладает почти столь же высокой твердостью, как и закаленная сталь, однако, более высокой вязкостью.

Рентгенографические исследования показывают, что отпущенный мартенсит представляет собой частично распавшийся твердый раствор α.
Кристаллы мартенсита содержат еще значительное количество углерода в растворе: дисперсные частицы карбида, образовавшегося в результате распада, равномерно распределены внутри этих кристаллов.

Состояние отпущенного мартенсита постепенно изменяется в интервале температур отпуска 150 - 300°С: содержание углерода в растворе падает, появляются частицы цементита, которые обнаруживаются рентгенографически в отпущенной при 200°С стали; количество его растет при повышении отпуска до 300°С.

Концентрация углерода, остающегося в твердом растворе, в средне- и высокоуглеродистых сталях мало зависит от содержания в них углерода.
Однако она тем выше, чем выше исходная концентрация.
С повышением температуры различие в количестве растворенного в α-фазе углерода для разных сталей уменьшается.

Такое заключение наглядно подтверждается кривыми теплоемкости, полученными при нагреве закаленных деталей.

По температуре нагрева различают низкий, средний и высокий отпуск.

Низкий отпуск (неотпущенный мартенсит (120 - 250°С) широко применяют после закалки инструментов, цементованных и цианированных изделий и после поверхностной закалки.
Цель низкого oтпуска - уменьшение остаточных закалочных напряжений; температуру низкого отпуска - выбирают такой, чтобы твердость и износостойкость не снизилась или слабо снизились.
Выдержка при темnературе низкого отпуска обычно не превышает 1-3 ч; с дальнейшим увеличением выдержки остаточные напряжения очень слабо уменьшаются.
Разновидность низкого отпуска - стабилизирующий отпуск.

В закаленной стали даже nри комнатной температуре, а тем более в результате климатических колебаний температуры происходит медленные (в течение многих лет) процессы распада мартенсита, перехода остаточного аустенита в мартенсит и снятия напряжений.
Все эти явления ведут к постепенному изменению размеров изделия.

Для таких изделий, как мерительный инструмент высокого класса точности и прецизионные подшипники, недопустимы изменения размеров даже на насколько микронов.
Поэтому размеры таких изделий необходимо стабилизировать.

Вредное влияние остаточного аустенита устраняют, уменьшая его количество при обработке холодом.
Стабилизации мартенсита и напряженного состояния достигают низким (стабилизирующим) отпуском при 100 - 180°С с выдержкой до 30, а иногда и до 150 ч.

Средний отпуск на троостит (350 - 450°С) - сравнительно редкая операция.
Ее используют тогда, когда необходимо сочетание высокой прочности, упругости и вместе с тем достаточной вязкости.
Среднему отпуску подвергают пружины и рессоры.

Высокий отпуск на сорбит (450 - 650°С) широко применяют в машиностроении к изделиям из конструкционной стали, которые должны характеризоваться не только достаточной прочностью, но и хорошей сопротивляемостью ударным нагрузкам.
Выдержку при высоком отnуске (обычно несколько часов) подбирают опытным nутем для получения заданного комплекса свойств.

Квазиэвтектоидную сорбитную структуру можно nолучить нормализацией непосредственно из аустенита при охлаждении стали, причем достигают твердости, равной твердости стали после высокого отпуска.
Однако при одинаковой твердости относительное сужение и ударная вязкость будут значительно выше у отпущенной стали.
Объясняется это тем, что твердость зависит главным образом от дисперсности феррито-цементитной смеси, а на относительное сужение и ударную вязкость сильно влияет форма цементита.

В сорбите, полученном при распаде аустенита, цементит имеет форму длинных пластин, а в сорбите отпуска - форму коротких пластинок с округлыми краями или сфероидальную форму, обеспечивающую более высокую вязкость стали.

Двойная операция получения сорбита - закалка с высоким отпуском - называется улучшением.
Эту операцию применяют к среднеуглеродистым сталям, содержащим от 0,35 до 0,6% С.
Такие стали называются улучшаемые, в отличии от малоуглеродистых цементуемых.

Отпускная хрупкость присуща многим сталям.
Охрупчивание при высоком отпуске может возникать в результате нагрева до 450 - 600°С (независимо от скорости последующего охлаждения) и в результате отпуска при температурах выше 600°С с последующим медленным охлаждением в интервале 600 - 450°С.

Быстрое охлаждение с температур отпуска выше 600°С, например в воде, предотвращает развитие отпускной хрупкости.
Быстрое охлаждение после отпуска при 450 - 600°С не предотвращает отпускной хрупкости.

Таким образом, попадание в опасный интервал температур «снизу» (при нагреве и выдержке) или «сверху» (при медленном охлаждении) приводит к качественно одинаковому результату.

Важнейшая особенность охрупчивания при высоком отпуске состоит в его обратимости.

Если сталь, охрупченную в результате отпуска выше 600°С с последующим медленным охлаждением или отпуска при 450 - 600°С (с любой скоростью охлаждения), вновь нагреть до температур выше 600°С и быстро охладить, то ударная вязкость восстанавливается.

Если после этого сталь вновь попадает в опасный интервал температур отпуска, то она повторно охрупчивается.
Новый нагрев выше 600°С с быстрым охлаждением устраняет хрупкость и т. д.

Поэтому рассматриваемое явление называют обратимой отпускной хрупкостью.

Так как высокий отпуск широко применяют к разнообразным конструкционным сталям, то обратимую отпускную хрупкость особенно подробно изучали на протяжении многих десятилетий.
Когда говорят об отпускной хрупкости легированной стали, то обычно имеют в виду обратимую отпускную хрупкость.

Отпуск закаленных деталей позволяет снизить их хрупкость до допустимых пределов, сохранив при этом твердость, приобретенную сталью в результате закалки.
При нагреве стали на воздухе её поверхность окрашивается в различные цвета, называемые цветами побежалости.
Каждый цвет побежалости соответствует вполне определённой температуре и может служить указателем для определения степени нагрева при отпуске стали.

Цвет побежалости	Температура °С
Серый	330
Светло-синий	314
Васильковый	295
Фиолетовый	285
Пурпурно-красный	275
Коричнево-красный	265
Коричнево-желтый	255
Темно-желтый	240
Светло-желтый	220

В закалённом состоянии сталь обладает большой твёрдостью, но вместе с тем и хрупкостью.
Чтобы придать ей вязкость, производится отпуск стали после закалки.
Для этого её нагревают до температуры 220 - 300°С и медленно охлаждают на воздухе.

Твёрдость стали при этом несколько уменьшается, структура её изменяется, и она становится более вязкой.
Меняя температуру отпуска, можно получить разные механические свойства.

Мартенситностареющие стали — это безуглеродистые сплавы на базе системы Fe — Ni, легированные дополнительно кобальтом, молибденом, титаном и другими элементами.

Типичный пример — сплав железа с 17 — 19% Ni, 7 — 9% Со, 4,5 — 5% Мо и 0,6 — 0,9% Ti (Н18К9М5Т). Сплавы этого типа после воздушной закалки на мартенсит подвергают отпуску при 480 — 500 °С.

Отпуск приводит к сильному дисперсионному твердению вследствие выделения интерметаллидов из мартенсита, пересыщенного легирующими элементами. По аналогии с дисперсионным твердением алюминиевых, медных и других сплавов этот процесс термообработки был назван старением, а так как исходной структурой является мартенсит, то сами стали были названы мартенситностареющими.

Ранее (Закалка с обработкой холодом) было условлено термин «старение» применять только к сплавам, подвергаемым закалке без полиморфного превращения, а термин «отпуск» — ко всем сплавам, закаливаемым на мартенсит. Чтобы не нарушать принятой классификации и единства терминологии, будем относить процессы распада мартенсита в мартенситностареющих сталях к отпуску, хотя сочетание слов «отпуск мартенситностареющих сталей» является не лучшим вариантом.

В структуре промышленных мартенситностареющих сталей на стадии максимального упрочнения находятся частично когерентные выделения промежуточных метастабильных фаз Ni₃Mo и Ni₃Ti или Ni₃ (Mo, Ti). Фаза Ni₃Ti с г. п. решеткой подобна гексагональному ε-карбиду в углеродистых сталях. Как и частицы ε-карбида, выделения Ni₃Ti в мартенситностареющих сталях ориентированы по отношению к мартенситу так, что (0001)Ni₃Ti || (011) м.

Для практики особенно ценно, что частицы промежуточных интерметаллидов в мартенситностареющих сталях очень дисперсны. Это в значительной мере обусловлено выделением их на дислокациях.

Структура мартенситностареющих сталей характеризуется высокой плотностью дислокаций, появляющихся при мартенситной перестройке решетки. В реечном (недвойникованном) мартенсите плотность дислокаций измеряется величиной порядка 10 11 — 10 12 см —2 , т. е. такой же, как в сильно наклепанном металле. Этим субструктура мартенситностареющих сталей в закаленном состоянии резко отличается от субструктуры алюминиевых, медных и других сплавов, подвергаемых закалке без полиморфного превращения.

Предполагают, что при отпуске мартенситностареющих сталей выделению промежуточных фаз предшествует сегрегация атомов легирующих элементов на дислокациях. Атмосферы на дислокациях служат центрами последующего концентрационного расслоения мартенсита, пересыщенного легирующими элементами.

В мартенситностареющих сталях дислокационная структура, сформировавшаяся в процессе мартенситного превращения, очень устойчива во время последующего нагревания и практически не меняется при оптимальных температурах отпуска (480 — 500 °С). Сохранение высокой плотности дислокаций в течение отпуска может быть в значительной мере обусловлено закреплением дислокаций дисперсными выделениями.

Длительная выдержка при отпуске на более высокие температуры (550 °С и выше) приводит к огрублению выделений и увеличению межчастичного расстояния. Одновременно снижается плотность дислокаций. При длительных выдержках полукогерентные выделения промежуточных интерметаллидов сменяются более грубыми некогерентными выделениями стабильных фаз Лавеса типа Fe₂Ni и Fe₂Mo.

В мартенситностареющих сталях при повышении температуры отпуска (выше

500 °С) может произойти обратное мартенситное превращение α → γ, так как точка А_н близка к оптимальным температурам отпуска (смотрите рисунок Зависимость температур начала мартенситного превращения). Образование аустенита сопровождается растворением интерметаллидов, ранее выделившихся из α-фазы.

«Теория термической обработки металлов»,
И.И.Новиков

В мартенситностареющих сталях при повышении температуры отпуска (выше

«Теория термической обработки металлов»,
И.И.Новиков

Читайте также: