Отпуск сталей

с метастабильной структурой мартенсита или нижнего бейнита, которая заключается в

нагреве ее до температуры ниже критической точки А1, вдержке при этой температуре и последующем охлаждении.

Основная цель отпуска – снятие закалочных напряжений, повышение пластичности и вязкости сталей, снижение склонности к хрупкому разрушению, общая стабилизация структуры.

Изменение основных параметров отпуска – температуры нагрева, времени выдержки и скорости охлаждения – приводит к различным сочетаниям характеристик прочности, пластичности и ударной вязкости закаленных и отпущенных сталей.

Особенности процессов отпуска закаленной стали вызваны следующими причинами:

- При закалке образуется мартенсит, являющийся пересыщенным по углероду α твердым раствором железа;

- Мартенситное превращение приводит к возникновению неоднородных и весьма высоких внутренних напряжений, образованию тонкой субструктуры и высокой плотности дефектов кристаллической решетки.

- Диффузионная подвижность углерода, железа и легирующих элементов сильно отличается, поэтому при повышении температуры развиваются процессы приближения к равновесному состоянию.

Мартенсит представляет собой пересыщенный по углероду α тв. раствор железа,

поэтому при повышении температуры будет происходить перераспределение углерода в мартенситной фазе.

Первая стадия – двухфазный распад (при температуре ниже 150°С)

выделения промежуточного ε - карбида

обеднение прилежащего объема по углероду

изменение степени тетрагональности мартенсита

сосуществуют два мартенсита с исходной и более низкой концентрацией углерода и, соответственно, с разной степенью тетрагональности решеток.

Вторая стадия – однофазный распад (при температуре выше 150°С)

диффузионная подвижность атомов углерода возрастает, концентрация по объему мартенситной фазы выравнивается

в структуре наряду с мартенситом практически всегда имеется некоторое количество

остаточного аустенита. Его распад активно протекает в интервале температур 200 - 300°С, превращение при этом подобно тому, которое при данной температуре испытывал бы переохлажденный аустенит. Остаточный аустенит при отпуске превращается в нижний бейнит.

γ

Распад остаточного аустенита идет по промежуточному диффузионно – сдвиговому механизму и поэтому сопровождается положительным объемным эффектом.

Наиболее существенную роль распад остаточного аустенита играет в процессе отпуска легированных и высокоуглеродистых сталей, где он находится в значительных количествах.

М

М

М

двухфазного распада мартенсита в виде тонких пластин или стержней выделяется

метастабильный ε – карбид Fe2C. Это обусловлено тем, что он имеет гексагональную решетку, которая когерентно сопрягается с решеткой мартенсита.

М

При повышении температуры концентрация углерода в мартенсите снижается, что приводит к изменению межплоскостных расстояний. Решетка мартенсита начинает лучше сопрягаться с решеткой цементита Fe3C.

Образование цементита возможно двумя путями: перестройкой решетки ε – карбида в решетку цементита или непосредственном выделении цементита из пересыщенного α тв. раствора (при этом промежуточные ε – карбиды растворяются.

перестройка решетки

непосредственное выделение

Завершающая стадия карбидообразования – коагуляция и сфероидизация цементитных частиц.

при отпуске:
I
II
III
IV
t,°C
I сопровождается уменьшением объема образца, что связано

с распадом мартенсита и уменьшением степени тетрагональности решетки.

IV совокупность процессов в α-фазе (возврат, полигонизация, рекристаллизация) и карбидной фазе (сфероидизация, коагуляция)

III завершение распада мартенсита. преобразование промежуточных карбидов в карбиды цементитного типа.

II сопровождается увеличением объема, что связывают с началом распада остаточного аустенита

Отпуск в сталях

практически не влияют на распад мартенсита при низких температурах и

существенно изменяют кинетику распада при более высоких.
Карбидообразующие л.э. замедляют распад мартенсита и смещают температурный интервал распада в область более высоких температур, что связано с уменьшением термодинамической активности углерода.
Некарбидообразующие л.э. практически не влияют на распад мартенсита (по некоторым данным ускоряют).

2. Образование специальных карбидов.

В легированных сталях начальные этапы карбидообразования аналогичны углеродистым – выделение промежуточного карбида Fe2C, его преобразование в цементит Fe3C. При температуре выше 400 °С возможно образование специальных карбидов по двум механизмам:
- непосредственное выделение из пересыщенного по л.э. α-тв. раствора

- образование по механизму in situ («на месте») – пересыщение цементитного карбида по легирующему элементу с последующей перестройкой его решетки.

αм

αперес

Fe3C

α

MexCy

(Fe,Cr)3C

Cr 7C3

Cr23C7

Отпуск в сталях

Данные процессы обусловлены высокой плотностью дислокаций в мартенситной фазе. Л.э.

затрудняют процессы скольжения и переползания дислокаций вследствие уменьшения диффузионной подвижности атомов и закрепления дислокаций дисперсными выделениями спецкарбидов, препятствуя тем самым процессам рекристаллизации и полигонизации.

4. Распад остаточного аустенита

Легирующие элементы повышают температурный интервал распада остаточного аустенита до 500-600° (против 200-300° у углеродистых).
После отпуска при 500-600° остаточный аустенит приобретает способность к мартенситному превращению:

Мн

Мн

γ ост.

Т

выделяются спецкарбиды – обеднение γ ост по С и л.э. – повышается Мн.

Количество остаточного аустенита в сталях:
конструкционные – 3-5%
констр. легированные – до 15%
быстрорежущие – 20-40%
высокохромистые – до 60%

Отпуск в сталях

дисперсной карбидной фазы упрочняет металл вследствие затруднения движения дислокаций.
Δσ0,2 тв.

раств.

Т

Δσ0,2 дисп. ч.

σ0,2.

Разупрочнение стали при отпуске вследствие уменьшения степени тетрагональности мартенсита, образования цементитных карбидов, некогерентно связанных с матрицей, их коагуляции.

При повышенных температурах начинают выделяться дисперсные спецкарбиды, эффективно тормозящие дислокации → → материал упрочняется.

Если эффект дисперсионного твердения превышает эффект твердорастворного разупрочнения, то формируется пик вторичной твердости.

Отпуск в сталях

При отпуске закаленных углеродистых и легированных сталей в интервале температур

250…400°С и 500…600°С наблюдается снижение ударной вязкости. Это явление получило название отпускной хрупкости.

температура отпуска, °С

ан, МДж/м^2

быстрое охлаждение

медленное охлаждение

250-400*

500-600*

В зависимости от температурного интервала охрупчивания различают два вида ОХ:

Необратимая отпускная хрупкость, наблюдающаяся в результате отпуска при 250…400°С. К ней склонны углеродистые и легированные стали.

Обратимая отпускная хрупкость, проявляющаяся при температурах высокого отпуска с последующим медленным охлаждением. К обратимой хрупкости склонны преимущественно легированные стали.

*- указанные температурные интервалы условны, зависят от состава стали и продолжительности отпуска.

температуры отпуска.
Закалка с 9400 в воде
Отпуск 2 часа, охлаждение на

воздухе

отпускной хрупкости 1го рода является ее необратимый характер. Отпуск при

более высокой температуре снимает хрупкость, и сталь становится к ней не склонной даже при повторном отпуске в опасный интервал температур.

Возможное объяснение этого явления связывают с объемно – напряженным состоянием, возникающим при неоднородном распаде мартенсита при низких температурах отпуска.

границы исходных аустенитных зерен

Считается, что распад мартенсита идет интенсивнее вблизи границ исходного аустенитного зерна, что приводит к предпочтительному выделению здесь пластинок карбидной фазы, около которых возникают пики напряжений, облегчающих разрушение материала.

х

σ

σ в

σ внутр.

+

σ внеш.

=

хрупкость, или хрупкость 2го рода, может быть устранена повторным высоким

отпуском с последующим быстрым охлаждением и вызвана вновь длительным нагревом в опасный интервал 500-650°С или высоким отпуском с медленным охлаждением.

Считается, что данный вид отпускной хрупкости связан с образованием сегрегаций примесных атомов в приграничных слоях твердого раствора.

границы исходных аустенитных зерен

атомы примесей (P, Sb, Sn,As)

х

σ

х

T50

σ в

Tм

или

1. Контроль и ограничение содержания примесей.
2. Специальное

легирование сталей Мо в количестве 0,3…0,6% или W 1,1…1,6% и ограничение концентраций легирующих элементов минимально необходимыми.

3. Ослабление отпускной хрупкости методами термообработки.

4. Применение термомеханической обработки для формирования зубчатых большеугловых границ зерен.