3. Теория термической обработки

На диаграмме состояний железо - углерод стали занимают область до 2,14 % С (см. рис. 3.1). Для того чтобы при термообработке стали могли реализо­вать возможности, предоставляемые аллотропическими превращениями, ее следует нагревать до температур, при которых происходят эти превращения и обусловленные ими очень важные структурно-фазовые изменения.

Сталь нагревают в специальных термических печах с пламенным или электрическим обогревом. Первое превращение стали происходит при тем­пературе около 727°С (изотерма PSK). Оно состоит в превра­щении феррито-цементитной смеси (перлит) в аустенит, являющийся твер­дым раствором внедрения углерода в γ-Fe, содержащий при этой температу­ре 0,8 % С независимо от количества последнего в обрабатываемой стали.

Температура превращения перлит - аустенит (П→А) является первой критической точкой (Ас₁). При этой темпе-ратуре, вследствие аллотропического превращения α-Fe→ γ-Fe, образуется более равновесная, чем перлит, фаза аустенита, обладающая меньшим запасом свободной энер­гии. В ней растворяется весь находившийся в перлите углерод.

Таким образом, при нагреве стали до точки Aс₁ после оп-ределенной вы­держки (необходимой для протекания приво-дящих к равновесию диффузи­онных процессов) сталь приоб-ретает равновесный двухфазный состав соот­ветственно: Ф_0,02 + П_0,8 → Ф_0,02 + А_0,8 (доэвтектоидная сталь) или П_0,8 + Ц_6,67 →А_0,8 + Ц_6,67 (заэвтектоидная сталь). При этом в феррите содержится около 0,02 % С (точка Р), в аустените - 0,8 % С (точка S), в цементите - 6,67 % С.

При дальнейшем повышении температуры поддержание равновесия между образовавшимися фазами обеспечивается диффузионными измене­ниями их химического состава. Так, в доэвтектоидных сталях составы фер­рита и аустенита изменяются соответственно по линиям PG и SG (т. е. в них фактически происходит растворение Ф в А).

В заэвтектоидных сталях равновесие между аустенитом и цементитом с ростом температуры поддерживается за счет растворения Ц в А, приводяще­го к обогащению аустенита углеродом (вплоть до 2,14 % С в точке Е) и уменьшению количества цементита.

На линиях SG и SE находятся критические температуры, при которых сталь приобретает равновесную однофазную структуру аустенита. При дальнейшем на­греве доэвтектоидных сталей, начиная с температур, равных Ас₃ + (30÷50)°С, наблюдается заметный рост зерна аустенита, приводящий к снижению прочности термически обработанной стали. В заэвтектоидных сталях это неблагоприятное явление происходит начиная с температур нагрева выше Aс₃ + (30÷50) °С.

Размер аустенитного зерна - важнейшая структурная харак­теристика нагретой стали. От размера зерна аустенита зависит поведение стали в различных процессах термо-механической обра­ботки и механические свойства изделия. Особенно чувствительна к размеру аустенитного зерна ударная вязкость, которая заметно падает с укрупнением зерна.

Способность зерна аустенита к росту неодинакова даже у сталей одно­го марочного состава вследствие влияния условий их выплавки.

По склонности к росту зерна различают два предельных типа сталей: наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые.

В наследственно мелкозернистой стали при нагреве до высоких темпе­ратур (1000 - 1050°С) зерно увеличивается незначительно, однако при более высоком нагреве наступает бурный рост зерна. В наследственно крупнозер­нистой стали, наоборот, сильный рост зерна наблюдается даже при незна­чительном перегреве выше Ас₁ (рис. 3.2). Различная склонность к росту зер­на определяется условиями раскисления стали и ее составом.

Стали, раскисленные алюминием, наследственно мелкозернистые, так как в них образуются дисперсные частицы AlN, тормозящие рост зерна аустенита. Растворение этих частиц влечет за собой быстрый рост зёрна.

Рис. 3.2. Схема роста зерна аустенита в стали: 1 – наследственно мелкозернистая сталь; 2 – наследственно крупнозернистая сталь; 3 – наследственное зерно; 4 – зерно при нагреве под термическую обработку; 5 – начальное зерно аустенита

В двухфазных областях, например в заэвтектоидных сталях, в интервале температур Ас₁ – А_cт рост зерна аустенита сдерживается нерастворившимися карбидными частицами. Такое же сдерживающее влия­ние на рост зерна в доэвтектоидных сталях в интервале температур Ас₁ – Ас₃ оказывают участки феррита.

Легирующие элементы, особенно карбидообразующие, замедляющие собирательную рекристаллизацию, задерживают рост зерна аустенита. На­иболее сильно действуют Ti, V, Zr, Nb, W и Мо, образующие труднорас­творимые в аустените карбиды, которые служат барьером. Более слабое влияние оказывает такой карбидообразующий элемент, как хром. Марга­нец и фосфор способствуют росту зерна аустенита.

Следует отметить, что термины - наследственно крупнозернистая и наследственно мелкозернистая сталь не обозначают того, что данная сталь имеет всегда крупное или всегда мелкое зерно. Наследственное зерно, полученное в стандартных условиях технологической пробы, указывает лишь на то, что при нагреве до определенных температур крупнозер­нистая сталь приобретает крупное зерно при более низкой температуре, чем сталь мелкозернистая (рис. 3.2).

Наследственно мелкозернистая сталь при достаточно высокой темпера­туре может даже иметь более крупное зерно аустенита, чем наследственно крупнозернистая сталь, поэтому введено понятие о действительном зерне, т. е. зерне, существу-ющем в стали при данной температуре.

Размер действительного зерна аустенита обусловлен температурой на­грева, продолжительностью выдержки при ней и склонностью данной стали к росту зерна при нагреве.

Продолжительный нагрев доэвтектоидной (заэвтекто-идной) стали при температурах, значительно превышающих Ас₃ или А_ст, приводит к образованию крупного действительного зерна как непо­средственно при этой температуре, так и после охлаждения до 20°С. Такой нагрев принято называть перегревом стали. Перегретая сталь характери­зуется крупнокристал-лическим изломом.

Перегрев может быть исправлен повторным нагревом стали доэвтек­тоидной до температуры выше точки Ас₃ (см. рис. 3.1), а эвтектоидной и заэвтектоидной - выше Aс₁ не более чем 30 ÷ 50°С.

Нагрев при еще более высокой температуре, чем нагрев, вызывающий перегрев и к тому же в окислительной атмосфере, называют пережогом стали; он сопровождается образованием по границам зерен окислов желе­за. При пережоге излом стали камневидный. Пережог - неисправимый дефект стали.

В связи с изложенным, температуры нагрева стали при термической об­работке обычно ограничиваются вышеука-занными величинами. (Хотя в ин­тересах сокращения времени на обработку было бы желательно ускорять диффузионные процессы путем нагрева стали до более высоких температур). В соответствии с режимом термообработки после нагрева и выдержки стали при заданной, зависящей от содержания углерода температуре следует процесс охлаждения аустенита. Вначале рассмотрим, какие структурно-фазовые изменения происходят в аустените доэвтектоидной стали при рав­новесном, т. е. достаточно медленном охлаждении.

По достижении определенной температуры (точки на линии SG) аустенит начнет распадаться (А → Ф + А) и сталь снова будет состоять из двух фаз (Ф + А). Данный процесс протекает равновесно, если их химический состав изменяется соответственно по линиям PG и SG.

Достигаемая при охлаждении критическая температура-Аr₃ соответствует началу выпадения феррита из аустенита. Ее величина зависит от содержания углерода в стали.

Когда температура достигнет изотермы PSK, равно-весный фазовый со­став стали будет представлен ферритом и аустенитом, содержащими соот­ветственно 0,02 и 0,8 % С.

При температуре Аr₁ аустенит пре­вращается в перлит.

Кинетика эвтектоидного превращения аустенита в перлит изображается С-образными кривыми на диаграмме изотер-мического превращения аустенита.

Диаграмма изотермических пре­вращений аустенита эвтектоидной стали (0,8 % С) имеет простой вид (рис. 3.3).

Рис. 3.3. Диаграмма изотермических превращений аустенита (0,8 % С)

Диаграмма представлена двумя кри­выми (их принято называть С-кривыми). Она составлена в координатах время - температура изотермической выдержки. Время откладывается в логарифмической шкале (для укоро­чения последней, так как отсчет ведет­ся в ceкундах).

Левая С–кривая является геометрическим местом точек начала превра­щения (распада) аустенита при соответствующих температурах его изотер­мической выдержки - н. Время окончания превращения ограничивается правой С-кривой - к.

Началу распада аустенита предшествует подгото-вительный, или инку­бационный, период (см. рис. 3.3). При снижении температуры его продолжи­тельность уменьшается, что объясняется усилением склонности сплава к пе­реходу в такое состояние, которое обеспечивает ему меньший запас свобод­ной энергии. В связи с этим не только ускоряется процесс, но и уменьшается расстояние между С-кривыми (т. е. сокращается время распада аустенита).

Таким образом, при снижении температуры изотер-мической вы­держки, с одной стороны, ослабляется интен-сивность диффузионных процессов при распаде аустенита, а с другой - уменьшается время, в течение которого происходит распад. Оба эти фактора обусловливают уменьшение размера образующихся при распаде аустенита пластинок феррита и цементита (что неминуемо должно отразиться на прочности продуктов распада). Поэтому весь диапазон температур выше выступа С-кривых условно принято делить на три части, в каждой из которых образу­ются разные по свойствам продукты распада аустенита.

В зависимости от степени переохлаждения аустенита разли­чают следующие температурные области превращения: перлитную (пере­охлаждение до 500°С), мартенситную (переохлаждение ниже М_н - для эвтектоидной стали ниже температуры 240°С) и проме­жуточного (бейнитного) превращения (переохлаждение для эвтектоидной стали в интервале от 500 до 240°С).

Рассмотрим структуры, образующиеся при диффузи-онном превращении аустенита.

При температуре 650÷700°С образуется собственно пер-лит. При перлитном превращении ведущей фазой является цементит. В результате образования пластинок цементита сосед-ние участки аустенита обедняются углеродом, что в свою очередь приводит к образованию пластинок феррита.

При увеличении переохлаждения увеличивается коли-чество зародышей новой фазы. Естественно, что с ростом числа чередую­щихся пластин феррита и цементита уменьшаются их размеры и расстояния между ними (рис. 3.4). Другими словами, с понижением температуры растет дисперсность продуктов превращения аустенита. Под степенью дисперсности понимают расстояние ме­жду соседними пластинками феррита и цементита. При темпера­туре 600÷650°С образуется сорбит, а при 550÷600°С - троостит.

а б в

Рис. 3.4. Схемы феррито-цементитных структур: а – перлит; б – сорбит; в – троостит

Перлит, сорбит, троостит являются структурами одной приро­ды - механической смесью феррита и цементита и отличаются друг от друга лишь степенью дисперсности. С увеличением степени дисперсности пластин цементита растет твердость и прочность стали. Наибольшую пластичность имеют стали с сорбитной струк­турой. Троостит, образующийся при более низкой температуре превращения, характеризуется меньшей пластичностью (мень­шими δ и ψ). Перлит, сорбит и троостит называют перлитными структурами. Таким образом, дисперсность перлитных структур определя­ется степенью переохлаждения.

Распад аустенита в облас­ти температур ниже выступа происходит при явно недоста­точной скорости диффузион­ных процессов. Это в данной области является доминирую­щим обстоятельством, предо­пределяющим характер фор­мования образующихся при распаде продуктов, называе­мых бейнита-ми. Скорость работы механизма формирования новых фаз в этих условиях полностью зависит от интенсивности диффузии. При М_н диффузия прекращается полностью.

Сказанное проявляется прежде всего в увеличении продолжительности инкубационного периода и постепенном увеличении расстояния между ниж­ними ветвями С-кривых.

По вышеуказанным причинам образующиеся при изотермическом рас­паде аустенита в этой области фазы Ф' и Ц' должны отличаться от Ф и Ц и создавать структуры, отличающиеся от П, С и Т. С понижением температуры распада твердость бейнита должна возрастать, так как больше углерода оста­ется в пересыщенном α-Fe (Ф) (см. рис.3.3).

В условиях резкого замедления диффузионных процессов в рассматри­ваемой области образовавшийся в результате аллотропического превраще­ния пересыщенный твердый раствор углерода в α-Fe не может полностью освободиться от излишнего количества растворенного углерода.

Следовательно, образующаяся при распаде аустенита в данной области фаза на основе α-Fe - Ф' должна представлять собой пересыщенный твер­дый раствор углерода в α-Fe, тем более отличающийся по содержанию угле­рода от феррита, чем ниже температура превращения.

Карбидная фаза Ц', образующаяся в данной области при выходе углерода из пересыщенного твердого раствора, должна по составу и строе­нию несколько отличаться от цементита. Благодаря снижению активности диффузионных процессов состав образующихся карбидов Ц', по-видимому, должен отли­чаться от Fe₃C и представлять какие-то промежуточные соединения Fe_xC.

Таким образом, при распаде аустенита в нижней температурной области диаграммы изотермических превращений (см. рис. 3.3) образуется смесь пересыщенного твердого раствора углерода в α-Fe и специфического карби­да железа: Ф' + Ц', тем более отличающаяся от смеси Ф + Ц, чем ниже тем­пература превращения.

По мнению ряда исследователей, при бейнитном превращении из аусте­нита предварительно выделяется какое-то количество углерода, в результате чего образуются частицы карбида железа.

Если переохладить аустенит до точки М_н то начнется так называемое мартенситное превращение, происходящее при непрерывном охлаждении в ин­тервале температур от точки М_н до точки М_к ,лежащей ниже 0°С при С ≥ 0,8 %. Суть его состоит в том, что в этих условиях происходит только бездиффузи­онное аллотропическое превращение γ-Fe в α-Fe. Что касается растворенных в аустените атомов углерода, то вследствие отсутствия диффузионных про­цессов они не могут выйти из образовавшейся новой решетки и поэтому ос­таются в ней, внося в нее существенные изменения и внутренние напряжения.

Важнейшим условием А→М-превращения является непрерывное охла­ждение аустенита в интервале от М_н до М_к. При остановках фиксируется нераспавшийся аустенит с неприятными последствиями (снижение твердости, изменение со временем размеров и т. д.).

Образующийся таким образом продукт - мартенсит - представляет собой пересы­щенный, а потому неравновесный твердый раствор внедрения углерода в α-Fe. Он имеет игольчатую микроструктуру.

В связи со значительной пересыщенностью элементарная ячейка кристаллической решетки мартенсита оказыва­ется несколько вытянутой по оси OZ и из кубической превращается в тетратональную при > 1 (рис. 3.5). Атомы растворенного в мартенсите углерода размещаются в октаэдрических порах ячеек, как показано на рис. 3.5. Отношениес/а называется сте­пенью тетрагональности мартенсита. Оно тем больше, чем больше углерода растворено в мартенсите.

Рис. 3.5. Тетрагональная кристаллическая ячейка мартенсита

Мартенсит имеет высокую твердость. Высокая твердость мартенсита обусловлена искажениями кри­сталлической решетки и соответственно большими внутренними напряжениями, определяемыми растворенным углеродом, а так­же возник-новением фазового наклепа за счет увеличения объема при превращении аустенита в мартенсит. В результате этого плотность дислокаций в мартенсите достигает уровня холоднодеформируемой стали и равняется 10¹⁰-10¹² см².

Скорость образования кристаллов мартенсита очень велика и достигает 1000 м/с.

Высокая скорость образования кристаллов мартенсита при низкой температуре протекания превращения объясняется тем, что имеет место непосредственный переход от кристаллической решетки аустенита к решетке мартенсита.

Рис. 3.6. Влияние содержания углерода в стали на температуру начала М_н и конца М_к мартенситного превращения

Мартенситное превращение идет в интервале начала и конца мартенситного превращения М_н и М_к. Для эвтектоидной стали оно начинается при 240 и заканчивается при -50°С. Однако при этой температуре в стали сохраняется еще некоторое количество непревращенного, так называемого остаточного аусте­нита. Охлаждение ниже температуры М_к не приводит к его окон­чательному распаду. Положение точек М_н и М_к не зависит от ско­рости охлаждения, но зависит от содержания углерода в стали (рис. 3.6). Все легирующие элементы, растворенные в аустените, за исключением кобальта и алюминия, понижают точки М_н и М_к.

Мартенситное превращение очень чувствительно к напря-же­нию, а деформация аустенита может вызвать превращения даже при температурах выше М_н (образуется мартенсит деформации).

Кристаллы в зависимости от состава сплава, а следова-тельно, в зависимости от температуры своего образования, могут иметь различную морфологию и субструктуру. Различают два вида мар­тенсита: пластинчатый (игольчатый) и пакетный (реечный) (рис. 3.7).

Пластинчатый мартенсит образу­ется в высокоугле-родистых сталях, имеющих низкие значения М_н и М_к. Кристаллы мартенсита в этом случае представляют собой широкие плас-тины, которые в плоскости шлифа имеют вид игл (рис. 3.7, а).

Пакетный мартенсит (реечный) характерен для низко- и среднеуглеродистых, а также конструкционных легированных сталей. В этом случае кристаллы мартенсита имеют форму тонких реек, вытянутых в одном направлении (рис. 3.7, б) и объединенных в пакеты.

а б

Рис. 3.7. Схема образования пластинчатого (игольчатого) (а) и реечного (массивного) (б) мартенсита

Если эвтектоидную сталь охладить только до комнатной тем­пературы, то в структуре кроме мартенсита будет присутствовать некоторое количество остаточного аустенита. Наличие остаточно­го аустенита нежелательно, так как это приводит к неоднородно­сти свойств по сечению и изменению размеров деталей. Последнее обстоятельство объясняется тем, что мартенсит имеет наиболь­ший удельный объем по сравнению с другими структурами, а аустенит - наименьший. Поэтому при переходе от аустенитной структуры к мартенситной объем и размеры деталей увеличива­ются. К особенностям мартенситного превращения относится то, что оно происходит только при непрерывном охлаждении. За­держка охлаждения при температуре выше температуры конца мартенситного превращения приводит к стабилизации аустенита. Аустенит становится более устойчивым. При последующем охла­ждении его превращение затруднено и протекает с меньшей ин­тенсивностью и полнотой. Эффект стабилизации аустенита зави­сит от температуры остановки при охлаждении.

Таким образом, особенностями мартенситного превраще-ния яв­ляются его бездиффузионный характер, ориентиро-ванность кристаллов и образование при непрерывном охлажде-нии в интервале температур М_н - М_к.

Характерной чертой мартенсита является его высокая твер­дость и прочность, значения которых возрастают с увеличением содержания углерода в мартенсите. Временное сопротивление низкоуглеродистого мартенсита (0,025 % С) составляет 1000 МПа, а мартенсит с содержанием 0,6÷0,7 % С имеет временное сопро­тивление 2600÷2700 МПа. Однако с повышением содержания уг­лерода в мартенсите возрастает и его склонностью хрупкому раз­рушению. Мартенсит, содержащий более 0,35÷0,4 % С, имеет низ­кое сопротивление зарождению и распространению трещины, а также низкие значения вязкости разрушения.

Увеличение удельного объема при образовании мартенсита является одной из основных причин возникновения при закалке больших внутренних напряжений, вызывающих деформацию и коробление изделий, а также появление закалочных трещин.

Важнейший вывод из изучения превращений аустенита сводится к тому, что характер образующихся в результате его распада про­дуктов по составу, строению и размеру входящих в эти продукты фаз зависит от температуры превращения.

От скорости охлаждения зависят температурный интервал превращения аустенита, продолжительность превра-щения, а также характер и свойства получающегося продукта. Скорость охлаждения регулируется составом и свойствами охлаждающей среды, в качестве которой могут быть вода, мине­ральное масло, воздух, водные растворы солей и щелочей, специально созда­ваемые синтетические жидкости. Иногда используются расплавы солей.

Влияние непрерывного охлаждения на превращение аустенита можно проследить путем наложения кривых охлаждения на диаграмму изотермического распада аустенита (рис. 3.8). Из рассмотрения этих зависимостей видно, что с повышением скоро­сти охлаждения понижается степень переохлаждения аустенита и, соответственно, тем дисперснее образуется феррито-цементитная структура.

Можно считать, что при небольшой скорости охлаждения V₁ образуется перлитная структура, при большей скорости V₂ - сорбитная структура и еще большей скорости - трооститная структу­ра. Бейнитная структура при непрерывном охлаждении углероди­стой стали обычно не образуется. При очень высоких скоростях (V₄, V_к, V₅) часть аустенита или весь аустенит переохлаждается до точки М_н и превращается либо частично (при V₄), либо полностью в мар­тенсит. Минимальную скорость охлаждения, при которой основная часть переохлажденного до М_н аустенита, за исключением некото­рого количества остаточного аустенита, превращается в мартенсит, называют критической скоростью охлаждения (закалки) (V_к).

Критическая скорость закалки зависит от устойчивости ау­стенита и определяется составом стали. Чем больше становится устойчивость аустенита в результате легирования стали (чем больше сдвигаются вправо С-образные кривые), тем меньшая критиче­ская скорость закалки требуется для получения чисто мартенситной структуры.

Углеродистые стали имеют высокую критическую ско-рость закалки (200÷800°С/с). Наименьшей критической скоро-стью об­ладает эвтектоидная сталь. При введении в сталь 1 % С, 1 % Сr критическая скорость закалки уменьшается в три раза, а при введении 0,4 % Mo критическая скорость снижается с 200 до 50°С/с. Сильно снижают критическую скорость закалки марганец, никель. Кобальт, единственный легирующий элемент, повышающий критическую скорость закалки.

Рис. 3.8. Наложение кривых охлаждения на диаграмму изотермического распада аустенита

В доэвтектоидных сталях стабильность аустенита с уменьшением количества растворенного в нем углерода снижается. Поэтому у них высока критическая скорость закалки V_к. Ввиду этого для А→М-превращения тре­буются более резкие закалочные среды, а при содержании углерода менее 0,25 % мартенситное превращение практически невозможно.

Распад аустенита доэвтектоидных сталей начинается с выделения из не­го зерен феррита. Поэтому структура перлита содержит его включения. Од­нако с увеличением скорости охлаждения эти включения становятся мельче и труднее различимыми. Поэтому у сорбита и тростита (при V₂ и V₃) они вооб­ще незаметны и структура представляет однородную смесь пластинок Ф + Ц.

Выступ С-кривых у этих сталей не только сдвигается влево, но и подни­мается выше 550°С. Одновременно поднимаются и температуры М_н и М_к, причем при содержании углерода < 0,5 % не только М_н, но и М_к выше 0°С.

У заэвтектоидных сталей распад аустенита в области перлитного пре­вращения начинается с выделения Ц, а для мартенситного превращения требуется интервал более низких температур. При этом М_н, снижаясь, оста­ется выше 0°С, а М_к, будучи при 0,8 % С намного ниже 0°С, при дальней­шем росте содержания углерода продолжает снижаться.

В заключение можно сказать, что с увеличением скорости охлаждения аустенита температура его распада снижается, а термические и фазовые на­пряжения возрастают. Это приводит к росту плотности дислокаций, повы­шению твердости и снижению пластичности.

Что касается мартенсита, то, несмотря на не до конца еще в деталях рас­крытый тонкий механизм его возникновения, можно считать установленным, что он является пересыщенным твердым раствором внедрения углерода в α-Fe с высокой плотностью дислокаций и наличием в его кристаллической решетке сосуществующих металлической и ковалентной связей, обусловли­вающих наглядно-убедительное физическое объясне-ние его высокой твердо­сти и практически нулевой пластичности.

Отпуск состоит в нагреве закаленной стали до температуры ниже точки Ас₁ с целью перехода стали в более устойчивое состоя­ние и получения при достаточно высокой прочности удовлетвори­тельного уровня пластичности и вязкости.

Характер структурных изменений, происходящих при отпус­ке сталей, зависит, во-первых, от состава стали - в углероди­стых и легированных сталях процессы, происходящие при отпус­ке, имеют некоторые различия (при общей схожести); во-вторых, - от конкретной температуры и продолжи-тельности отпуска.

Рассмотрим процессы, происходящие при отпуске углероди­стых сталей.

Распад мартенсита с выделением карбидов - главный про­цесс при отпуске сталей. Распад мартенсита в зависимости от температуры и продолжительности отпуска проходит через ста­дии предвыделения, выделения промежуточных метастабилъных карбидов (типа Fe_xC,), выделения цементита и его коагуля­ции.

Кроме того, структурные изменения при отпуске стали допол­няются распадом остаточного аустенита.

Первая стадия отпуска углеродистой закаленной стали прохо­дит при нагреве до 200°С (первое превращение при отпуске). Из мартенсита выделяются мельчайшие частицы карбидной фазы (типа Fe_2,4C - ε-карбид). Одновременно тетрагональность решетки уменьшается. Образуется структура отпущенного мартенсита.

При нагреве до температур 200÷300°С происходит распад ос­таточного аустенита (второе превращение при отпуске). Остаточ­ный аустенит превращается в смесь пересыщенного α-твердого раствора и еще не обособившихся частиц карбидов, т. е. образует­ся отпущенный мартенсит.

Когда температура отпуска достигает 300÷400°С, углерод полностью выделяется из α-твердого раствора с образованием Fe₃C (третье превращение при отпуске). При нагреве до 400°С сталь состоит из относительно мелких включений феррита и цементита, образующих структуру троостита.

При нагреве до 600°С происходит коагуляция карбидов и пол­ная рекристаллизация мартенсита (ликвидация признаков реечно­го мартенсита). В результате сталь приобретает структуру сорбита.

Ферритно-цементитные смеси, получаемые при распаде аустенита (сорбит, троостит), отличаются от ферритно-цементитных смесей, образующихся при распаде мартенсита. В первом случае сорбит и троостит имеют пластинчатую форму цементита, а во втором - зернистую форму. Разная форма цементита обусловли­вает различие в уровнях механических свойств. Зернистые струк­туры после отпуска стали обес-печивают у нее более высокие меха­нические свойства, в первую очередь, характеризующиеся большей пластичностью и вязкостью при близкой твердости и прочности. Поскольку сталь после отпуска приобретает структуру сорбита и троостита, по внешним признакам схожую с такой же структу­рой, получаемой при распаде аустенита, но имеющей принципи­альные различия внутреннего строения, принято сорбит и троо­стит, получаемые в процессе отпуска, называть сорбитом отпус­ка и трооститом отпуска.

Отпуск стали оказывает существенное влияние на ее механи­ческие и служебные свойства. При низких температурах отпуска (до 250°С) уменьшается склонность стали к хрупкому разруше­нию. Пластичность и вязкость стали при низко-температурном отпуске (до 250°С) несколько возрастает из-за уменьшения внут­ренних напряжений и изменений структуры стали.

С повышением температуры отпуска до 500÷600°С в структу­ре стали происходят существенные изменения, сопровождающие­ся заметным снижением твердости, временного сопротивления и предела текучести и повышением относительного удлинения, ударной вязкости и трещиностойкости.

Влияние легирующих элементов на процессы, протекающие при отпуске углеродистой стали, неоднозначно. На первую стадию распада мартенсита (при нагреве до 200°С) легирующие элементы не оказывают какого-либо существенного влияния. На вторую стадию распада мартенсита (третье превращение при отпуске) мно­гие легирующие элементы влияют очень сильно, замедляя про­цесс образования и рост карбидных частиц (ε-карбида и Fe₃C) и соответственно тормозя процесс распада мартенсита. В легирован­ных сталях состояние отпущенного мартенсита, обладающего вы­сокой твердостью, сохраняется вплоть до температур 450-500°С.

Наиболее сильно тормозят распад мартенсита Cr, W, Mo, Co и Si.