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

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