Материаловедение / 26

ется до высоких температур за короткий промежуток времени (10 ...10 с). При лазерной обработке повышается предел выносли­вости при изгибе, предел контактной выносливости, износостойкость.

Для сталей, у которых температура конца мартенситных пре­вращений Мк расположена ниже 0 °С, для превращения остаточного аустенита в мартенсит применяется обработка холодом. Сразу же по­сле обработки холодом необходимо выполнить отпуск, чтобы снять возникшие остаточные напряжения.

Закаленные стали всегда находятся в структурно-напряженном состоянии, поэтому всегда после закалки детали необходимо под­вергнуть отпуску.

5.6. Отпуск закаленных сталей

Отпуском называется термическая обработка, заключающаяся в нагреве закаленных сталей до температур ниже точки А1, выдержке и охлаждении на воздухе (иногда и в воде). После закалки в большин­стве случаев стали имеют структуру мартенсита и остаточного аусте-нита, являющихся метастабильными фазами.

При отпуске происходит распад мартенсита и аустенита с обра­зованием карбидов, уменьшаются несовершенства кристаллического строения а-твердого раствора и снижаются остаточные напряжения,

возникшие при закалке.

Распад этих фаз идет по диффузионному механизму, скорость процессов и степень превращений которых зависит от температуры и длительности выдержки. Различают четыре превращения при отпуске.

Первое превращение для углеродистых сталей протекает при температурах 80.150 °С. При этом из мартенсита выделяется часть углерода с образованием мелкодисперсных s-карбидов с химическим составом, близким к Fe₂C, которые когерентно связаны с решеткой мартенсита. В структуре отпущенного мартенсита наблюдаются уча­стки, обедненные углеродом (вблизи s-карбидов), и участки с исход­ным содержанием углерода. Уменьшение количества углерода в мар­тенсите снижает его тетрагональность. Количество углерода в мартенсите после первого превращения зависит от исходного коли­чества углерода в нем.

Второе превращение протекает в диапазоне 150...350 °С. При этих температурах ускоряются диффузионные процессы. Продолжа­ется распад мартенсита, который распространяется на весь объем, со­ответственно снижается количество углерода в мартенсите до вели­

чины 0,2 % и неоднородность его распределения. Происходит распад остаточного аустенита по механизму бейнитного превращения, при этом образуется смесь кристаллов низкоуглеродистого мартенсита и дисперсных карбидов. При температурах около 250 °С начинается превращение s-карбидов в цементит.

Рис. 5.10. Изменение содержания углерода в мартенсите при отпуске до 300 °С

ретье превращение происходит при температурах 350.450 °С. Полностью завершается выделение углерода из мартенсита и карбид­ные превращения s - Fe_xC —» Fe₃C. Изменяются размеры карбидных частиц и форма их приближается к сфероидальной. Образующаяся структура называется трооститом отпуска.

Четвертое превращение при отпуске происходит при температу­рах выше 450 °С. В углеродистых сталях фазовых превращений уже не происходит, а протекает процесс коагуляции и сфероидизации карби­дов. Происходит растворение более мелких и рост более крупных кар­бидов. Образуется структура, называемая сорбитом отпуска. А после отпуска при температуре, близкой к А₁, образуется зернистый перлит.

Структуры троостита и сорбита отпуска имеют зернистое строе­ние в отличие от пластинчатых структур, получаемых при распаде переохлажденного аустенита.

Многие легирующие элементы влияют на процессы карбидных превращений и скорость коагуляции карбидов при отпуске.

Хром, молибден, вольфрам и ванадий уменьшают скорость диффузии углерода из мартенсита. Процесс распада мартенсита ста­лей, легированных этими элементами, завершается при температурах

450.500 °С. При этом наблюдается более мелкая дисперсность кар­бидных частиц. Повышенную сопротивляемость отпуску имеют ста­ли, легированные кобальтом и кремнием. Все карбидообразующие элементы замедляют коагуляцию карбидов и их заметное укрупнение наступает при температурах выше 550.. .600 °С.

В легированных сталях при отпуске в диапазоне температур до 400 °С выделяются только карбиды железа. При более высоких тем­пературах увеличивается подвижность атомов легирующих элементов и становится возможным образование специальных более дисперсных карбидов типа М23С6, М7С3, М2С.

Многие легирующие элементы повышают также температурный интервал распада остаточного аустенита до 400.580 °С. В сталях с высоким содержанием карбидообразующих элементов возможно при этом выделение специальных карбидов, соответственно снижение легированности аустенита. При охлаждении этих сталей до темпера­туры М_н происходит превращение аустенита в мартенсит.

Изменения в структуре отпущенных сталей приводят к измене­нию механических свойств. Для конструкционных сталей характерно наличие двух температурных областей, при проведении отпуска в ко­торых ударная вязкость снижается. Это явление называется отпуск­ной хрупкостью. Различают отпускную хрупкость I рода (в диапазоне 250.. .350 °С) и II рода (в диапазоне 450.. .550 °С).

Причиной отпускной хрупкости I рода является неравномер­ность распада мартенсита по границам и внутри зерен при отпуске. Вблизи границ карбиды выделяются более интенсивно, что приводит к возникновению концентрации напряжений в пограничных зонах и их охрупчиванию. При повышении температуры отпуска или дли­тельности выдержки при нагреве структура по сечению выравнивает­ся и отпускная хрупкость устраняется. При повторном отпуске в диа­пазоне указанных температур отпускная хрупкость не наблюдается, поэтому хрупкость I рода называют необратимой.

Отпускная хрупкость II рода наблюдается в области температур 450.550 °С при медленном охлаждении сталей с повышенным со­держанием фосфора и марганца, легированных кремнием, хромом, в хромоникелевых сталях. Причиной охрупчивания являются мелкие карбиды, нитриды, фосфиды, образующиеся по границам зерен при медленном охлаждении. При быстром охлаждении эти частицы не успевают выделяться и хрупкость исчезает. При повторном отпуске в этом температурном интервале и медленном охлаждении хрупкость восстанавливается, поэтому ее называют обратимой. Снижают склон­ность к отпускной хрупкости II рода вводимые в сталь 0,2.0,3 % мо­либдена и 0,6.1,0 % вольфрама. Исключает ее также ускоренное ох­лаждение стали после отпуска в масле или воде (в зависимости от размеров детали) вместо охлаждения на воздухе.

В зависимости от температурного интервала различают три вида отпуска: низко-, средне- и высокотемпературный.

Низкотемпературный отпуск проводят с нагревом углероди­стых сталей до температуры 150...250 °С, выдержке при этой темпе­ратуре 1,5.2,0 ч и охлаждении на воздухе. При этом происходит снижение внутренних напряжений, мартенсит закалки переходит в мартенсит отпуска. Повышается прочность и вязкость стали, твер­дость изменяется незначительно и для сталей, содержащих 0,5.1,3 % С, достигает величины 58...63 HRC. Материал имеет высокую изно­состойкость, но чувствителен к динамическим нагрузкам при отсут­ствии вязкой сердцевины.

Этому отпуску подвергаются - режущий и измерительный инст­румент из углеродистых и низколегированных сталей, а также детали, подвергнутые закалке, цианированию, цементации или нитроцемента-ции.

Среднетемпературный отпуск выполняют с нагревом до тем­пературы 350.500 °С и применяют в основном для деталей, от кото­рых требуются высокие упругие свойства и предел выносливости: для пружин, рессор, торсионных валов, штампов. Сталь приобретает структуру троостита отпуска с твердостью 35.40 HRC. При темпера­туре ниже 400 °С рекомендуется охлаждение проводить в воде, с це­лью создания на поверхности детали напряжений сжатия, увеличи­вающих предел выносливости.

Высокотемпературный отпуск проводят с нагревом до 500.680 °С с целью увеличения вязкости закаленных сталей. Структу­ра стали после отпуска - зернистый сорбит твердостью 25.35 HRC. Ударная вязкость после высокого отпуска увеличивается в 1,5 раза по сравнению с отожженной и в 4,5 раза по сравнению с закаленной и отпущенной при температуре 300 °С. Вследствие упрочняющего воз­действия на предел прочности, предел выносливости, ударную вяз­кость и улучшения обрабатываемости стали термообработку, соче­тающую закалку с высокотемпературным отпуском, называют улучшением. Улучшению подвергают среднеуглеродистые стали, со­держащие 0,3.0,5 % С, а также легированные конструкционные ста­ли, предназначенные для изготовления деталей, испытывающих при эксплуатации ударные нагрузки. Необходимо отметить, что износо­стойкость при этом снижается. Влияние температуры отпуска на твер­дость некоторых сталей приведено на рис. 5.11.

В конструкционных углеродистых и низколегированных сталях с увеличением температуры отпуска наблюдается снижение твердости, причем более интенсивно при температурах отпуска выше 200 °С. Для высокоуглеродистых инструментальных сталей характерно даже не­которое увеличение твердости при отпуске в диапазоне 100.120 °С, вследствие выделения s-карбидов.

Сильные карбидообразующие элементы (W, V, Mo и др.) задер­живают выделение карбидов железа, в связи с чем при температурах отпуска до 400.500 °С в высоколегированных инструментальных сталях снижение твердости незначительно, а при выделении дисперс­ных специальных карбидов типа М6С происходит ее увеличение.

5.7. Термомеханическая обработка сталей

Под термомеханической обработкой (ТМО) понимается техно­логический процесс, сочетающий термическую обработку с пластиче­ским деформированием стали в аустенитном состоянии. Различают высокотемпературную (ВТМО) и низкотемпературную (НТМО) термомеханическую обработку.

При ВТМО детали нагреваются до температуры выше А_с3, при которой сталь имеет аустенитную структуру, и производится пласти­

5