книги из ГПНТБ / Новиков, И. И. Теория термической обработки металлов учебник

при температурах выше 250°С, причем наиболее активно в интер­ вале 300—400°С.

Цементит Fe3C — более стабильная фаза, обладающая мень­ шей объемной («химической») свободной энергией, чем любой из промежуточных карбидов. Кроме того, при повышении температу­ ры отпуска снижение концентрации углерода в распадающемся а- растворе так изменяет межплоскостные расстояния, что решетка а- фазы лучше сопрягается уже не с решеткой е-карбида (или ц-кар- бида), а с решеткой цементита. Таким образом, при более высоких температурах отпуска выигрыш в объемной и поверхностной сво­ бодной энергии делает предпочтительными зарождение и рост це­ ментита Fe3C, а не промежуточных карбидов.

Установлены два механизма зарождения цементита. Во-пер­ вых, цементит выделяется прямо из пересыщенного а-раствора, причем рост частиц Fe3C сопровождается растворением выделений ранее образовавшегося менее стабильного карбида (см. § 21).

Во-вторых, цементит образуется перестройкой решетки проме­ жуточного карбида в решетку Fe3C (в пределах объема частиц промежуточного карбида). Имеются экспериментальные данные, которые можно трактовать как доказательство аллотропического

диффузии а-раствор становится ненасыщенным около мелких ча­ стиц и пересыщенным около крупных. Более мелкие цементитные

340

ства через раствор осуществляются коагуляция и сфероидизация цементита при отпуске стали. Ниже 350°С эти процессы раз­ виты очень слабо. По настоящему интенсивная коагуляция и сфероидизация начинаются с 350—400°С. Выше 550°С частицы це­ ментита становятся сферическими. При изотермической выдержке коагуляция цементита интенсивно развивается в течение коротко­

ходится в значительном количестве (см. рис. 160). Распад аусте­ нита активно протекает в интервале температур примерно 200— 300°С. Остаточный аустенит при отпуске превращается в нижний

ре идет во всем температурном интервале выделения из него кар­ бидной фазы.

фазный» распад (ниже 150°С).

Подвижность атомов углерода при температурах ниже 150°С еще слишком мала. Эта подвижность вполне достаточна, чтобы обеспечить образование карбидных пластин за счет углерода из ближайшего мартенситного окружения. Но она недостаточна, чтобы обеспечить рост выделившихся частиц карбида за счет диффузии углерода из участков мартенсита, еще не охваченных распадом и имеющих исходную высокую концентрацию углерода.

В резулотате такого распада мартенсит становится неоднородным

сразличным содержанием углерода в разных участках. В тех участках, где выделился карбид, концентрация углерода и, следо­ вательно, степень тетрагональное™ меньше, чем в участках, не затронутых распадом. Два твердых раствора с разной концентра­

цией углерода сосуществуют длительное время из-за низкой ско­ рости диффузии, и поэтому распад называется «двухфазным». «Двухфазный» распад мартенсита развивается не вследствие ро­ ста карбидных частиц из окружающих их участков обедненного углеродом раствора, а в результате выделения новых частиц кар­ бида в участках мартенсита с исходной концентрацией углерода

Так как выделившиеся при низких температурах карбидные частицы чрезвычайно мелки, то они находятся в метастабильном коллоидном равновесии с окружающим их раствором, содержа­ щим избыток углерода [см. формулу (30)]. Для дальнейшего обеднения углеродом участков раствора, окружающих карбид, необходимо укрупнение карбидных частиц.

341

Вторая стадия распада мартенсита — обеднение углеродом а- раствора при одновременном росте карбидных частиц (150— 300°С). Скорость диффузии углерода при температурах выше 150° достаточна, чтобы обеспечить рост карбидных частиц при пе­ реносе атомов через а- раствор. Поэтому выше 150°С одновремен­ но о «двухфазным» распадом происходит обычный диффузионный рост карбидных частиц. Но все же до 300°С кристаллы карбида растут медленно и остаются чрезвычайно мелкими. Кинетика тако­ го распада характеризуется тем, что а-раотвор быстро обедняется углеродом в сравнительно короткий промежуток времени, зааися-

л е ц к а я )

щий от температуры, а затем обеднение раствора углеродом быст­ ро затухает (рис. 199). Каждой температуре отпуска соответствует определенная концентрация углерода в пересыщенном а-растворе. При 3{Ю°С в а-растворе остается около 0,1 % С. Выше этой темпе­

при несколько более высокой температуре а-раствор полностью ос­ вобождается от избытка углерода и переход мартенсита в феррит заканчивается.

В о з в р а т и р е к р и с т а л л и з а ц и я в a-фазе происходят в широком интервале температур отпуска. Развитие этих процессов сдерживается частицами карбидных выделений, закрепляющих отдельные дислокации, дислокационные стенки и высокоугловые границы. Закрепление слабее выражено в малоуглеродистых ста­ лях, где соответствующие процессы изучены подробнее.

Нижнюю температурную границу возврата при отпуске труд­ но указать. Изменения дислокационной структуры a-фазы, отчет­ ливо различимые при электронномикроскопическом анализе, на­ чинаются с температур около 400°С. Протяженность малоугловых границ в реечном мартенсите при температурах отпуска выше 400°С в доли секунды резко падает. Одним из механизмов этого может быть «рассыпание» дислокационных стенок, о котором упо­ миналось при рассмотрении коалесценции субзерен во время от­ жига холоднодеформированного металла (см. § 7). В первые мо­ менты отпуска карбидные выделения еще малочисленны и поэто­

342

му не являются эффективными стопорами для малоугловых гра­

лей не наблюдались, несмотря на высокую плотность дислокаций в мартенсите.

После достаточно длительного отпуска при высоких темпера­ турах, когда в результате коагуляции цементитных частиц за­ крепление границ ослабевает, происходит рост зерен миграцией исходных высокоугловых границ. Микроструктура при этом теря­

стой стали протекают разнообразные процессы, которые по вре­ мени и температурному интервалу своего развития накладывают­ ся один на другой.

Все указанные выше температурные границы структурных из­ менений разного типа весьма условны. Они снижаются при уве­ личении продолжительности отпуска и смещаются вверх или вниз с изменением содержания углерода в стали.

Традиционно принято выделять три температурных интервала и соответствующие им три «превращения» при отпуске углероди­

Первое «превращение» при отпуске относят к интервалу тем­ ператур 100—200®С. При этих температурах закаленный образец укорачивается. Так как из всех структурных составляющих стали наибольший удельный объем у мартенсита, то первое «превраще­ ние» связывают с его распадом.

Второе «превращение» при отпуске относят к интервалу темпе­ ратур 200—300°С. При выдержке в этом интервале длина зака­ ленных образцов средне- и высокоуглеродистых сталей увеличи­ вается и тем больше, чем выше содержание углерода <в стали. Так как удельный объем аустенита наименьший и количество остаточ­ ного аустенита растет с увеличением содержания углерода в ста­ ли, то второе «превращение» связывают с его распадом. При этом, конечно, следует иметь в виду, что в температурном интер­ вале второго «превращения» продолжается распад мартенсита.

343

Третье «превращение» при отпуске относят к интервалу тем­ ператур 300—400°С. В этом интервале температур сокращается длина образцов. Расчеты указывают на связь соответствующего объемного эффекта с заменой промежуточного карбида цементи­ том.

Структуру, получающуюся после отпуска стали при темпера­ турах ниже 300°С, называют отпущенным мартенситом. Под мик­ роскопом он отличается от мартенсита закалки большей травимостью из-за выделений карбидов. После отпуска при температу­ рах 300—450°С обнаруживается особенно сильно травящаяся игольчатая структура, которую называют трооститом отпуска. В интервале температур 450—650°С получается сорбит отпуска. Его двухфазное строение отчетливо выявляется при больших уве­ личениях светового микроскопа. Высокие температуры отпуска приводят к потере игольчатого вида сорбита, который приобрета­ ет явно точечное строение.

2. Влияние легирующих элементов

Диффузионная подвижность атомов легирующих элементов, растворенных в a-железе по способу замещения, на много поряд­ ков ниже, чем диффузионная подвижность атомов углерода, ко­ торый растворен в железе по способу внедрения. При температу­ рах отпуска ниже примерно 450°С в матрице не происходит диф­ фузионного перераспределения легирующих элементов: из а-ра- створа выделяются карбиды железа, в которых концентрация ле­ гирующих элементов такая же, как в мартенсите. Атомы легирую­ щих элементов в решетке промежуточных карбидов и цементита, образующихся при температурах ниже ~ 450°С, частично заме­ щают атомы железа: (Fe, Сг)3С, (Fe, У)зС и т. д.

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. Это

щенности а-раствора углеродом, а диффузионный рост карбидных выделений и в углеродистых сталях развит очень слабо.

На вторую стадию распада мартенсита многие легирующие элементы влияют очень сильно, замедляя рост карбидных частиц и сохраняя пересыщенность а-раствора углеродом, т. е. сохраняя

Во-первых, такие легирующие элементы, как ванадий, молиб­ ден и хром, снижают скорость диффузии углерода в а-растворе. Этой причиной нельзя объяснить задерживающее влияние кобаль­ та и кремния, которые не уменьшают коэффициента диффузии углерода в железе. Другая причина — повышение прочности меж­ атомных связей в решетке а-раствора под влиянием таких эле­

344

ментов, как Со, Si, Сг, Мо и W, при котором затрудняется пере­ ход атомов через границу а-раствор — карбид и, следовательно, затрудняется распад мартенсита.

На карбидные превращения при отпуске легирующие элемен­ ты сильно вляют при температурах выше ~ 450°С, когда стано­ вится возможным их диффузионное перераспределение. В резуль­ тате этого влияния образуются специальные карбиды. Возможны два механизма их появления. Во-первых, концентрация карбидо­ образующего легирующего элемента в результате его диффузи­ онного перераспределения между а-раствором и цементитом воз­ растает до такой величины в цементите, что он превращается в специальный карбид. Например, легированный цементит (Fe, Сг)3С так превращается в карбид хрома (Cr, Fe)7C3. Во-вторых, специальный карбид может зародиться прямо в пересыщенном легирующим элементом а-растворе. Первоначально могут образо­ вываться частично когерентные выделения промежуточного спе­ циального карбида. Его выделение сопровождается растворением цементита, который в легированной стали является менее ста­ бильной фазой. Частицы специальных карбидов обычно предпоч­ тительно зарождаются на дислокациях в мартенсите. При более высоких температурах отпуска промежуточный специальный кар­ бид заменяется стабильным специальным карбидом.

Для практики очень важно (см. § 48), что выделения таких карбидов, как TiC, V 4 C 3 , М02С и W2C, намного мельче растворяю­

бидных частиц. Никель ускоряет коагуляцию, а хром, молибден, ванадий и некоторые другие элементы затрудняют ее. Элементы, усиливающие межатомную связь в решетке а-раствора и карби­ да (в последнем случае — сильные карбидообразователи) и уменьшающие скорость диффузии углерода в а-растворе, затруд­

отпуске могут задерживаться под действием добавок легирующих элементов, во-первых, из-за замедления диффузионных процес­ сов переползания дислокаций и, во-вторых, в результате закреп­ ления дислокаций, малоугловых и высокоугловых границ трудно коагулирующими дисперсными частицами специальных карбидов с малым межчастичным расстоянием.

Большинство легирующих элементов повышает температурный интервал распада остаточного аустенита. Если при отпуске угле­ родистой стали остаточный аустенит распадается в интервале 200—300°С, то в легированной стали он сохраняется до 500— 600°С. В закаленной высоколегированной высокоуглеродистой стали, например в быстрорежущей, имеется большое количество

345

остаточного аустенита. Если такую сталь отпустить при 500— 600°С, то остаточный аустенит приобретает способность к мартен­ ситному превращению при охлаждении с температуры отпуска. Причиной этого является выделение карбидов из остаточного аустенита и обеднение его углеродом и легирующими элемента­ ми при высокотемпературном отпуске. В результате мартенсит­ ная точка Мн повышается и остаточный аустенит становится спо­ собен к мартенситному превращению при охлаждении с темпера­ туры отпуска.

том, молибденом, титаном и другими элементами. Типичный

пуск приводит к сильному дисперсионному твердению вследствие выделения интерметаллидов из мартенсита, пересыщенного леги­ рующими элементами. По аналогии с дисперсионным твердением алюминиевых, медных и других сплавов этот процесс термообра­ ботки был назван старением, а так как исходной структурой яв­ ляется мартенсит, то сами стали были названы мартенситно-ста- реющими'.

Ранее (с. 275) 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 мартенситно-стареющих сталях к отпуску, хотя сочетание слов «отпуск мартенситно-стареющих сталей» является не лучшим вариантом.

В структуре промышленных мартенситно-стареющих сталей на стадии максимального упрочнения находятся частично коге­ рентные выделения промежуточных метастабильных фаз Ni3Mo и Ni3Ti или Ni3 (Mo, Ti). Фаза Ni3Ti с г. п. решеткой подобна гекса­ гональному е-карбиду в углеродистых сталях. Как и частицы е- карбида, выделения Ni3Ti в мартенситно-стареющих сталях ори­ ентированы по отношению к мартенситу так, что (0 0 0 1)щ ,т1 |1

(011)».

Для практики особенно ценно, что частицы промежуточных интерметаллидов в мартенситно-стареющих сталях очень дисперс­ ны. Это в значительной мере обусловлено выделением их на дис­ локациях.

Структура мартенситно-стареющих сталей характеризуется высокой плотностью дислокаций, появляющихся при мартенсит­ ной перестройке решетки. В реечном (недвойникованном) мартен­ сите плотность дислокаций измеряется величиной порядка 1011—

346

1012 см-2, т. e. такой же, как в сильно наклепанном металле. Этим субструктура мартенситно-стареющих сталей в закаленном со­ стоянии резко отличается от субструктуры алюминиевых, медных и других сплавов, подвергаемых закалке без полиморфного пре­ вращения.

Предполагают, что при отпуске мартенситно-стареющих ста­ лей выделению промежуточных фаз предшествует сегрегация ато­ мов легирующих элементов на дислокациях. Атмосферы на дис­ локациях служат центрами последующего концентрационного расслоения мартенсита, пересыщенного легирующими элемен­ тами.

В мартенситно-стареющих сталях дислокационная структура, сформировавшаяся в процессе мартенситного превращения, очень устойчива во время последующего нагревания и практиче­ ски не меняется при оптимальных температурах отпуска (480— 500°С). Сохранение высокой плотности дислокаций в течение от­ пуска может быть в значительной мере обусловлено закрепле­ нием дислокаций дисперсными выделениями.

Длительная выдержка при отпуске на более высокие темпера­ туры (550°С и выше) приводит к огрублению выделений и увели­ чению межчастичного расстояния. Одновременно снижается плот­ ность дислокаций. При длительных выдержках полукогерентные выделения промежуточных интерметаллидов сменяются более грубыми некогерентными выделениями стабильных фаз Лавеса типа Fe2Ni и РегМо.

В мартенситно-стареющих сталях при повышении температу­ ры отпуска (выше ~ 500°С) может произойти обратное мартен­ ситное превращение а у, так как точка Ан близка к оптималь­ ным температурам отпуска (см. рис. 123). Образование аустени­ та сопровождается растворением интерметаллидов, ранее выде­ лившихся из а-фазы.

§ 48. ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПРИ ОТПУСКЕ СТАЛЕЙ И ВЫБОР РЕЖИМА ОТПУСКА

1. Изменение свойств углеродистых сталей

Закаленная углеродистая сталь характеризуется не только вы­ сокой твердостью, но и очень большой склонностью к хрупкому разрушению. Кроме того, при закалке возникают значительные остаточные напряжения. Поэтому закалку углеродистых сталей обычно не применяют как окончательную операцию, хотя она и может сообщить стали высокую прочность (ав=.130-4-200 кгс/мм'2). Для увеличения вязкости и уменьшения закалочных напряжений после закалки применяют отпуск.

Распад мартенсита, казалось бы, должен приводить к диспер­ сионному твердению, и в общем случае зависимость прочностных свойств стали от температуры отпуска должна быть качественно такая же, как и при старении цветных сплавов. Однако на рис.

347

200 видно, что до температуры отпуска около 100°С твердость за­ каленной стали или практически не меняется или слабо (на 1—2 единицы HRC) возрастает. С дальнейшим повышением темпера­ туры отпуска твердость плавно снижается.

Почему же распад мартенсита с выделением мелких частиц карбидов при низкотемпературном отпуске закаленной стали не вызывает сильного дисперсионного твердения аналогично диспер-

оwo гоо зоо т soo ооо

сионному твердению алюминиевых и других стареющих сплавов? Объясняется это тем, что из-за высокой подвижности атомов уг­ лерода они успевают образовывать сегрегаты на дислокациях уже в период закалочного охлаждения. Таким образом, в период зака­ лочного охлаждения происходит самоотпуск, причем дисперсион­ ное твердение может дойти до стадии максимального упрочнения. Поскольку углерод, растворенный в a-железе, вносит большой вклад в упрочнение мартенсита (см. § 37), то обеднение раствора углеродом при выделении промежуточных карбидов (например, е-карбида) уже при низких температурах отпуска вызывает раз­ упрочнение.

С ростом температуры отпуска разупрочнение усиливается изза следующих причин: 1) уменьшения концентрации углерода в а-растворе; 2) нарушения когерентности на границе карбид — матрица и снятия упругих микронапряжений; 3) коагуляции кар­ бидов и увеличения межчастичного расстояния; 4) развития воз­ врата и рекристаллизации. В разных температурных интервалах преобладает действие разных факторов разупрочнения в соответ­ ствии с интенсивностью развития тех или иных структурных изме­ нений (см. § 47). В высокоуглеродистых сталях, содержащих зна­ чительное количество остаточного аустенита, распад его с выде­

348

лением карбида задерживает падение твердости, а в интервале

температур 200—250°С даже несколько увеличивает ее (см. рис.

200).

Так как упрочняющий отпуск закаленной углеродистой стали не имеет практического значения, то часто с отпуском любых ста­ лей связывают представление об обязательном смягчении, хотя, как будет показано ниже, это представление ошибочно.

Прочностные характеристики углеродистой стали (предел прочности, предел текучести и твердость) непрерывно уменьша­ ются с ростом температуры отпуска выше 300°С, а показатели пластичности (относительное удлинение и сужение) непрерывно повышаются (рис. 201). Ударная вязкость, очень важная характе­ ристика конструкционной стали, начинает интенсивно возрастать при отпуске выше 300°С. Максимальной ударной вязкостью обла­ дает сталь с сорбитной структурой, отпущенная при 600°С. Неко­ торое снижение ударной вязкости при температурах отпуска вы­ ше 600°С можно объяснить тем, что частицы цементита по грани­ цам ферритных зерен, растущие за счет растворения частиц внут­ ри a-фазы, становятся слишком грубыми.

По температуре нагрева различают низкий, средний и высо­ кий отпуск.

Низкий отпуск на отпущенный мартенсит (120—250°С) широко применяют после закалки инструментов, цементованных и цианированных изделий и после поверхностной закалки. Цель низкого отпуска — уменьшение остаточных закалочных напряжений; тем­ пературу низкого отпуска выбирают такой, чтобы твердость и из­ носостойкость не снизились или слабо снизились. Выдержка при температуре низкого отпуска обычно не превышает 1—3 ч; с дальнейшим увеличением выдержки остаточные натяжения очень слабо уменьшаются.

лее в результате климатических колебаний температуры происхо­ дят медленные (в течение многих лет) процессы распада мартен­ сита, перехода остаточного аустенита в мартенсит и снятия напря­ жений. Все эти явления ведут к постепенному изменению разме­ ров изделия. Для таких изделий, как мерительный инструмент высокого класса точности и прецизионные подшипники, недопу­ стимы изменения размеров даже на несколько микронов. Поэтому размеры таких изделий необходимо стабилизировать. Вредное влияние остаточного аустенита устраняют, уменьшая его количе­ ство при обработке холодом (см. § 40). Стабилизации мартенсита

инапряженного состояния достигают низким (стабилизиру­

ющим) отпуском при 100—180°С с выдержкой до 30, а иногда и до 150 ч.

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

349