Преобразование мартенсита и остаточного аустенита.

Термическую обработку, заключающуюся в нагреве обычно закаленной стали до температуры ниже точки А₁ называют отпуском.

Типичная структура закаленной стали - мартенсит и остаточный аустенит, которые 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 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 150°С, в кристаллах мартенсита образуются ε-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 α-твердых раствора (мартенсита) с более высокой (исходной) и низкой концентрацией углерода.

В связи с этим данный тип распада мартенсита называют прерывистым.

При температурах меньше 150^СС скорость диффузии мала, поэтому образующиеся частицы карбидов не увеличиваются, а 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 в несколько атомных слоев и длиной в несколько сот ангстрем. Пластинки е-карбида когерентно связаны с решеткой α-раствора (рис. 122). Вследствие того что удельные объемы ε-карбида и α-раствора различны, между ними возникают сильные микроискажения кристаллических реше­ток обеих фаз.

Вторая стадия распада мартенсита протекает при 150-350° С. На этой стадии выделяются 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 ε-карбид (Fe_xC - вероятно Fe₂C). Образование ε-карбида при от­пуске вместо более стабильного цементита объясняется тем, что на грани­це α-раствора и ε-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 ε-карбида, когерентно связанных с 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 (рис. 123, а) 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 (рис. 123,6).

Обеднение раствора углеродом приводит к тому, что степень его тетра­гональности (с/а) постепенно уменьшается и при 300-350°С становится практически равной единице, как в кубической решетке. Это свидетель­ствует о том, что количество углерода, остающегося в α-твердом растворе (мартенсите), приближается к равновесному. Однако решетка α-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 150°С. При более высоких тем­пературах введение в сталь Cr, Mo, W, V, Si и Тi 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 450 — 500°С и выше.

Превращение остаточного аустенита (второе превращение при отпуске). При отпуске высокоуглеродистых и многих легированных среднеуглеродистых сталей, содержащих повышенное количество остаточного аустени­та, при 200 —300^СС происходит бейнитное превращение. 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 получаемых при превращении мартенсита.

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

Снятие внутренних напряжений и карбидное превращение (третье превра­щение при отпуске). При 350 —400°С полностью завершается процесс выде­ления углерода из α-раствора (мартенсита), происходит нарушение коге­рентности и обособление решеток феррита и карбида, связанное с одновре­менным протеканием карбидного превращения, в результате которого образуется цементит (εFe_xC→Fe₃C).

Кроме того, изменяются размеры и форма карбидных частиц (она при­ближается к сфероидальной). Наряду с карбидным превращением при этих температурах отпуска также происходит изменение субструктуры — полигонизация α-фазы и релаксация макро- и микронапряжений, возникающих при закалке в процессе мартенситного превращения. Образующуюся после отпуска при 350 —400°С структуру обычно называют трооститом отпуска.

Коагуляция карбидов (четвертое превращение при отпуске). Повышение температуры отпуска до 500°С и выше в углеродистых и 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 α-твердый раствор, при этом происходит рас­творение более мелких и рост более крупных частиц карбидов при обедне­нии углеродом α-твердого раствора (см. стр. 69). Структуру стали после высокого отпуска называют сорбитом отпуска.

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, пределе прочности и пластичности сталь с зернистой структурой имеет более высокие значения предела текучести, относитель­ного сужения и ударной вязкости.

В результате коагуляции размер частиц карбидов становится ~ 10*10^-5 мм, тогда как после отпуска при 400 —450°С их величина 3 *10^-5 мм (троостит отпуска). При температурах, близких к точке А₁ образуется еще более грубая ферритно-карбидная структура (диаметр карбидных частиц ~ 30 • 10 ^{- 5} мм), называемая зернистым перлитом (зернистым цементитом).

Легирующие элементы Mo, W, V, Сг замедляют процесс коагуляции, поэтому после отпуска при одинаковой температуре сталь, легированная этими элементами, сохраняет более высокую дисперсность карбидных час­тиц и соответственно большую прочность. При указанных высоких темпе­ратурах становится возможной диффузия и легирующих элементов, кото­рая приводит к их перераспределению между ферритом и цементитом. Карбидообразующие элементы (Mo, W, Сг) диффундируют из феррита в цементит, некарбидообразующие (Ni, Co, Si) — из цементита в феррит. Обогащение цементита легирующими элементами до предела насыщения приводит к его превращению в специальный карбид (М₂₃С₆, М₇С₃, М₂С, который образуется в тех самых местах, где ранее были частицы цементита (превращение «на месте»). Возможно, однако, и прямое (или не­посредственное) выделение частиц специальных карбидов, вызывающее эф­фект дисперсионного (или вторичного) твердения (МС).

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 не зависит от содержания в ней легирующих элементов и определяется в основном содержанием углерода в α-растворе. 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 возрастают вследствие уменьшения макро- и микронапряжений и изменения структурного состояния. Повышение тем­пературы отпуска от 200 — 250 до 500 —600°С заметно снижает твердость, пределы прочности, текучести и повышает относительное удлинение и су­жение (рис. 124, а).

Это объясняется уменьшением содержания углерода в α-растворе, сры­вом когерентности на границе между карбидами и α-фазой, развитием в ней сначала процесса возврата, а затем, при высокой температуре, про­цессов рекристаллизации и коагуляции карбидов.

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

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. 124,6).

Первый вид отпускной хрупкости, называемой необратимой отпускной хрупкостью, или хрупкостью I рода, наблюдается в результате отпуска при 250 —400°С. 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^СС или их слишком долго выдерживают при 500 —550^СС. При развитии хрупкости II рода происходит сильное уменьшение ударной вязкости и, что самое главное, повышение порога хладноломкости. В стали в состоянии хрупкости II рода умень­шается работа зарождения трещины, и особенно ее распространение. Этот вид хрупкости не возникает, если охлаждение с температуры отпуска про­водят быстро, например в воде (см. рис. 124,6). При быстром охлаждении с температур отпуска 500 — 550°С излом — волокнистый, характерный для вязкого состояния. После медленного охлаждения получается хрупкий кри­сталлический излом.

Существенным признаком хрупкости 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 или марганца, кремния, хрома или же при одновременном введении в сталь хрома и никеля или марганца. Введе­ние в сталь молибдена или вольфрама в небольших количествах (0,2 — 0,3% Мо или 0,5—0,7% W) 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.

Многие исследователи связывают хрупкость II рода с выделением из α-раствора по границам зерен дисперсных фаз: карбидов, нитридов, фосфидов и т. д.