Отпуск закаленных сталей.

Нагрев закаленных сталей до температур, не превышающих называют отпуском.

В результате закалки чаще всего получают структуру мартенсита с некоторым количеством остаточного аустенита, иногда - структуру сорбита, троостита или бейнита. Рассмотрим изменения структуры мартенситно-аустенитной стали при отпуске.

При отпуске происходит несколько процессов. Основной распад мартенсита, состоящий в выделении углерода в виде карбидов, кроме того, распадается остаточный аустенит, совершаются карбидное превращение и коагуляция карбидов, уменьшаются несовершенства кристаллического строения а-твердого раствора и остаточные напряжения.

Фазовые превращения при отпуске принято разделять на три превращения в зависимости от изменения удельного объема стали. Распад мартенсита и карбидное превращение вызывают уменьшение объема, распад аустенита - увеличение объема.

На рис. 5.28 схематично показано изменение длины закаленного образца углеродистой стали при отпуске, в которой было значительное количество остаточного аустенита. В сталях, не содержащих легирующих элементов, первое превращение происходит в интервале температур второе третье - (рис. II).

Первое превращение. Из мартенсита выделяется часть углерода в виде метастабильного -карбида, имеющего гексагональную решетку и химический состав, близкий к Весьма дисперсные кристаллы -карбида когерентны с решеткой мартенсита. Обеднение твердого раствора углеродом происходит неравномерно, наряду с участками мартенсита, обедненного углеродом (вблизи карбидов), сохраняются участки с исходным содержанием углерода. Первое превращение с очень малой скоростью идет и без нагрева.

Рис. 5.28. Изменение длины цилиндрического образца стали с содержанием углерода больше 0,6% при отпуске (схема)

Уменьшение количества растворенного углерода снижает тетрагональность мартенсита - длина образца уменьшается.

Содержание углерода в мартенсите в интервале температур первого превращения зависит от исходного количества углерода (рис. 5.29), тогда как при более высоком нагреве оно определяется лишь температурой.

Второе превращение. Одновременно происходит несколько процессов: продолжается распад мартенсита, распадается остаточный аустенит и начинается карбидное превращение. Распад мартенсита распространяется на весь объем, концентрационная неоднородность твердого раствора исчезает; в мартенсите остается около 0,2% растворенного углерода. Распад остаточного аустенита происходит по механизму бейнитной реакции: образуется смесь кристаллов низкоуглеродистого мартенсита и дисперсных карбидов. При температурах около 250 °С начинается превращение е-карбида в цементит; при этом когерентность решеток твердого раствора и карбида нарушается.

Если в закаленной стали было много остаточного аустенита, то уменьшение плотности при распаде будет большим, чем увеличение плотности, вследствие выделения углерода из мартенсита. В этом случае (см. рис. 5.29) длина закаленного образца увеличится.

Третье превращение. Завершаются распад мартенсита и карбидное превращение. Из мартенсита выделяется весь пересыщающий углерод в виде карбидов, тетрагональность решетки а-твердого раствора устраняется - мартенсит переходит в феррит. После отпуска при температуре 380-400 °С в структуре стали обнаруживается только карбид цементитного типа. Оба указанные процесса вызывают увеличение плотности стали - длина образца уменьшается (см. рис. 5.29).

Ферритно-карбидная смесь, образовавшаяся в конце третьего превращения, весьма дисперсна и имеет примерно такую же твердость, как троостит (ее называют трооститом отпуска). Структуру стали, образовавшуюся при температурах первого и второго превращений, называют отпущенным мартенситом.

При более высоких нагревах в углеродистых сталях происходят изменения структуры, не связанные с фазовыми превращениями: изменяются форма, размер карбидов и структура феррита.

В интервале температур третьего превращения цементит имеет форму тонких пластин. С повышением температуры происходит коагуляция: кристаллы цементита укрупняются (более мелкие кристаллы распадаются, а более крупные растут); при этом форма кристаллов постепенно приближается к сфероидальной. Коагуляция и сфероидизация карбидов происходят с заметной скоростью, начиная с температур 350-400 °С. Скорость этих процессов увеличивается при повышении температуры.

Изменения структуры феррита обнаруживаются, начиная с температуры около уменьшается плотность дислокаций, которая очень велика в мартенсите до отпуска, постепенно устраняются границы между пластинчатыми кристаллами феррита, в результате чего зерна феррита укрупняются и их форма приближается к равноосной; таким образом, с повышением температуры отпуска постепенно снимается

Рис. 5.29. Изменение содержания углерода в мартенсите при отпуске до 300 °С

фазовый наклеп, возникший при мартенситном превращении.

Ферритно-карбидную смесь, которая образуется после отпуска при температуре 450-650 °С, называют сорбитом отпуска. После отпуска при температуре, близкой к температуре образуется грубая ферритно-карбидная смесь - зернистый перлит.

Влияние легирующих элементов на процесс отпуска. Многие легирующие элементы повышают температуры второго и третьего превращений, уменьшают скорость коагуляции карбидов и влияют на карбидные превращения при отпуске.

При легировании сталей затрудняется распад мартенсита: он завершается при нагревах до температуры 450-500 °С; карбидообразующие элементы уменьшают скорость диффузии углерода вследствие химического сродства с ним; не образующие карбидов в сталях, а также большинство карбидообразующих элементов увеличивают силы межатомной связи в твердом растворе. Вследствие этого стали приобретают повышенную сопротивляемость отпуску (теплостойкость).

В сталях с большим количеством карбидообразующих элементов температурой отпуска определяется тип выделяющихся карбидов. При температурах до подвижность атомов легирующих элементов весьма мала, поэтому вместо специальных карбидов из мартенсита, так же как и в углеродистых сталях, выделяется карбид железа, для образования которого требуется лишь перемещение атомов углерода. При более высоких температурах становится возможным образование специальных карбидов: кристаллы цементита постепенно исчезают, а вместо них появляются более дисперсные специальные карбиды.

Многие легирующие элементы повышают температурный интервал распада остаточного аустенита до 400-580 °С. В сталях с большим количеством карбидообразующих элементов изменяется и механизм распада: при температуре отпуска из аустенита выделяются специальные карбиды, легированность аустенита уменьшается, и он приобретает способность к превращению при охлаждении - по достижении температуры начинается превращение аустенита в мартенсит.

Все карбидообразующие элементы замедляют коагуляцию карбидов; наиболее медленно коагулируют специальные карбиды типа , заметное укрупнение таких карбидов происходит при температуре, большей 550-600 °С.

В зависимости от температурного интервала принято различать три вида отпуска: низкий при средний - при 350-450 °С и высокий при 500-680 °С. Продолжительность выдержки при отпуске устанавливают с таким расчетом, чтобы обеспечить стабильность свойств стали. При низком отпуске инструментов продолжительность его чаще всего составляет в зависимости от сечения инструмента. Продолжительность отпуска увеличивается до 10-15 ч, если температура низкого отпуска не превышает 100 120 °С. В этом случае, например, при отпуске мерительного инструмента, когда падение твердости нежелательно, такой продолжительный отпуск позволяет исключить объемные изменения в процессе эксплуатации инструмента.

Продолжительность среднего и высокого отпуска обычно составляет от 1 до 2 ч для деталей небольшого сечения и от 3 до 8 ч для деталей массой от 200 до 1000 кг (диски газовых и паровых турбин, валы и цельнокованые роторы турбин и другие детали большой массы).

Так как структура отпущенной стали формируется в период выдержки при температуре отпуска, интенсивность

последующего охлаждения не оказывает влияния на структурное состояние стали. Обычно от температуры отпуска детали охлаждают на спокойном воздухе.

Рассмотрим отпуск стали с дисперсной структурой перлита или бейнита. Сорбит, троостит или бейнит образуются при охлаждении стали из аустенитной области со скоростью, меньшей Эти структуры часто образуются в отливках, а также в поковках, штамповых заготовках и сортовом прокате из легированных сталей при охлаждении их на воздухе от температуры деформации. При нагреве до температур, меньших будут происходить структурные изменения, т. е. указанные структуры тоже «отпускаются».

При нагреве углеродистых сталей с дисперсными перлитными структурами происходят коагуляция и сфероидизация карбидов. В легированных сталях могут происходить и карбидные превращения: если перлитная структура появилась при значительном переохлаждении аустенита (например, структура троостита), когда образование специальных карбидов затруднено, отпуск при температуре 600-700 °С вызовет превращение цементита в специальный карбид.

При отпуске бейнитных структур, помимо указанных процессов, происходит выделение карбидов из -твердого раствора и изменение структуры феррита, как и при отпуске мартенсита.

Свойства отпущенной стали. Твердость отпущенной стали определяется несколькими факторами: уменьшение тетрагональности решетки, степени фазового наклепа и укрупнение карбидных частиц вызывают снижение твердости; выделение когерентных кристаллов -карбида и дисперсных кристаллов специальных карбидов, а также распад остаточного аустенита вызывают повышение твердости.

В конструкционных сталях, количество углерода в которых обычно не превышает 0,7%, твердость снижается непрерывно, однако снижение невелико до температур 100-120 °С. В инструментальных сталях с более высоким содержанием углерода эффект твердения вследствие выделения -карбида преобладает, поэтому твердость при отпуске до 100-120 °С несколько увеличивается. Изменение твердости углеродистых сталей в интервале температур второго преврашения в большой степени зависит от количества остаточного аустенита; например, в стали с содержанием 1,2% С в интервале температур 200-300 °С уменьшается интенсивность снижения твердости (рис. 5.30, а).

Аналогично углеродистым сталям изменяется твердость при отпуске низколегированных и среднелегированных сталей, не содержащих карбидообразующих легирующих элементов.

Сильные карбидообразователи

Рис. 5.30. Изменение твердости закаленных сталей при отпуске: а — углеродистые стали; б — высоколегированные стали закалка от , закалка от 1260 °С

задерживают выделение карбидов железа, поэтому при температуре отпуска до 400-500 °С твердость снижается незначительно (рис. 5.30, б). При температурах выделения дисперсных специальных карбидов в сложнолегированных сталях ( и др.) происходит повышение твердости несмотря на уменьшение содержания углерода в мартенсите. Повышение твердости у сталей с хромом, вольфрамом (молибденом) и ванадием соответствует температуре 500 -560 °С.

Для закаленной и неотпущенной сталей характерны довольно низкие значения предела упругости и предела текучести; при отпуске до 300 °С эти характеристики прочности возрастают; при дальнейшем повышении температуры отпуска предел упругости и предел текучести монотонно снижаются. Наиболее высокое отношение в конструкционных сталях достигается после отпуска при 300-350 °С (рис. 5.31).

Рис. 5.31. Влияние температуры на механические свойства конструкционной углеродистой стали (0,45% С)

Рис. 5.32. Влияние температуры отпуска и скорости охлаждения от температуры отпуска на ударную вязкость конструкционных легированных сталей (схема): I — отпускная хрупкость I рода; II — отпускная хрупкость I] рода

Характеристики пластичности 8 и возрастают по мере повышения температуры отпуска (см. рис. 5.31). Ударная вязкость непосредственно после закалки низкая. С повышением температуры отпуска ударная вязкость увеличивается, однако есть два температурных интервала, при которых ударная вязкость конструкционных сталей заметно снижается: 250-350 и 500-600°С; понижение вязкости соответственно называют отпускной хрупкостью I и II рода (рис. 5.32). Природа охрупчивания сталей после отпуска при указанных температурах недостаточно ясна.

Понижение ударной вязкости после отпуска при 250-350 °С наблюдается у всех конструкционных сталей независимо от степени легирования. Заметное понижение ударной вязкости после отпуска при 500-600°С наблюдается только у легированных конструкционных сталей-хромистых, марганцевых, хромоникелевых, хромомарганцевых и др. Снижения вязкости почти не происходит в случае быстрого охлаждения от температуры отпуска (в воде или масле). Отпускная хрупкость II рода заметно подавляется даже при медленном охлаждении от температуры отпуска, дополнительным легированием сталей молибденом или вольфрамом в количестве 0,3 и 1 % соответственно.

Комплексную термическую обработку, состоящую из полной закалки и высокого отпуска конструкционных сталей, называют улучшением.