Файл: Новиков, И. И. Теория термической обработки металлов учебник.pdf

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