Сл.7. Влияние легирующих элементов

Диффузионная подвижность атомов легирующих элементов, растворенных в α-железе по способу замещения, на много порядков ниже, чем диффузионная подвижность атомов углерода, который растворен в железе по способу внедрения. При температурах отпуска ниже примерно 450° С в матрице не происходит диффузионного перераспределения легирующих элементов: из α-раствора выделяются карбиды железа, в которых концентрация легирующих элементов такая же, как в мартенсите. Атомы легирующих элементов в решетке промежуточных карбидов и цементита, образующихся при температурах ниже 450 °С, частично замещают атомы железа: (Fe, Cr)₃С, (Fe, V)₃C и т. д.

Цементит выделяется в виде тонких пленок и грубых пластинок на высокоугловых границах, а также в виде ориентированных пластинок внутри α-матрицы.

На первую стадию распада мартенсита, т. е. на «двухфазный» распад при температурах ниже 150° С, легирующие элементы не оказывают какого-либо существенного для практики влияния.

На вторую стадию распада мартенсита многие легирующие элементы влияют очень сильно, замедляя рост карбидных частиц и сохраняя пересыщенность α-раствора углеродом, т.е. сохраняя состояние отпущенного мартенсита до температур 450–500 °С. Так действуют, например, добавки Cr, W, Mo, V, Со и Si. Задержка распада мартенсита объясняется двумя причинами.

Во-первых, такие легирующие элементы, как V, Mo и Cr, снижают скорость диффузии углерода в α-растворе. Однако Co и Si не уменьшают коэффициент диффузии углерода в железе.

Другая причина – повышение прочности межатомных связей в решетке α-раствора под влиянием таких элементов, как Со, Si, Cr, Мо и W, при котором затрудняется переход атомов через границу α-раствор – карбид и, следовательно, затрудняется распад мартенсита.

Сл.8. На карбидные превращения при отпуске легирующие элементы сильно влияют при температурах выше ~450° С, когда становится возможным их диффузионное перераспределение. В результате этого влияния образуются специальные карбиды.

Возможны два механизма их появления.

Во-первых, концентрация карбидообразующего легирующего элемента в результате его диффузионного перераспределения между α-раствором и цементитом возрастает до такой величины в цементите, что он превращается в специальный карбид. Например, легированный цементит (Fe, Cr)₃С так превращается в карбид хрома (Cr, Fe)₇C₃.

Во-вторых, специальный карбид может зародиться прямо в пересыщенном легирующим элементом α-растворе. Частицы специальных карбидов обычно предпочтительно зарождаются на дислокациях в мартенсите, а также на границах Fe₃C/α. Это обусловлено хорошим структурным соответствием решеток, например W₂C (Мо₂С) и Fe₃C.

С повышением температуры или увеличением длительности отпуска одни промежуточные метастабильные карбиды могут заменяться другими, более стабильными.

Последовательность карбидообразования можно записать в виде схемы: Fe₃C –> Ме₂С –> Ме₂₃С₆ –> Ме₆С.

Сл.9. Отпуск мартенситно-стареющих сталей

Мартенситно-стареющие стали – это безуглеродистые сплавы на базе системы Fe–Ni, легированные дополнительно Co, Mo, Ti и другими элементами. Типичный пример – сплав Fe 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 мартенситно-стареющими.

В структуре промышленных мартенситно-стареющих 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.

Структура мартенситно-стареющих сталей характеризуется высокой плотностью дислокаций, появляющихся при мартенситной перестройке решетки – 10¹¹–10¹² см^-2, т. е. такой же, как в сильно наклепанном металле. Этим субструктура мартенситно-стареющих сталей в закаленном состоянии резко отличается от субструктуры алюминиевых, медных и других сплавов, подвергаемых закалке без полиморфного превращения.

В мартенситно-стареющих 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. Образование аустенита сопровождается растворением интерметаллидов, ранее выделившихся из α-фазы.

Сл.10. Изменение механических свойств при отпуске сталей и выбор режима отпуска