ЗАО «Камышинский литейно-ферросплавный завод»

 О ПРИРОДЕ ЯВЛЕНИЯ ОТПУСКА

 

При отпуске закаленной стали основным процессом является распад мартенсита —распад пересыщенного углеродом твердого раствора а. Поэтому при отпуске должны происходить по существу те же процессы, которые имеют место при старении пересыщенных твердых растворов сплавов с повышающейся при увеличении температуры растворимостью. В основном это процесс выделения растворенного элемента с образованием второй фазы в условиях малой диффузионной подвижности атомов.

 

Однако распад мартенсита, имея много общего с распадом других пересыщенных твердых растворов, имеет и свои особенности, резко его отличающие. Причины этих особенностей заключаются, во-первых, в том, что само получение пересыщенного твердого раствора является здесь не простым фиксированием высокотемпературного состояния, а результатом бездиффузионного Превращения. Мартенситный механизм этого превращения приводит к образованию тонкой микро - и субмикроструктуры сплава, к наличию различных неоднородностей и несовершенств строения. Во-вторых, подвижность атомов растворителя и растворенного элемента чрезвычайно сильно различается. Наконец, в-третьих, свойства кристаллов твердого раствора сильно зависят от концентрации растворенного элемента.

 

Большое пересыщение углеродом а - фазы в средне - и высокоуглеродистых сталях обусловливает сильную его неустойчивость и существование первой стадии распада при 100 —150°. Состояние стали, являющееся результатом первой стадии распада мартенсита, получило название отпущенного мартенсита. Сталь в этом состоянии обладает почти столь же высокой твердостью, как и закаленная сталь, притом, однако, более высокой вязкостью. Рентгенографические исследования показывают, что отпущенный мартенсит, представляет собой частично распавшийся твердый раствор а. Кристаллы мартенсита содержат еще значительное количество углерода в растворе: дисперсные частицы карбида, образовавшегося в результате распада, равномерно распределены внутри этих кристаллов.
Состояние отпущенного мартенсита постепенно изменяется в интервале температур отпуска 150 —300°: содержание углерода в растворе падает ; появляются частицы цементита, которые обнаруживаются рентгенографически в отпущенной при 200° стали; количество его растет при повышении отпуска до 300°. Концентрация углерода, остающегося в твердом растворе, в средне - и высокоуглеродистых сталях мало зависит от содержания в них углерода. Однако она тем выше, чем выше исходная концентрация. С повышением температуры различие в количестве растворенного в а - фазе углерода для разных сталей уменьшается. Такое заключение наглядно подтверждается кривыми теплоемкости, полученными при нагреве закаленных сталей. Распад аустенита при температурах выше 250° дает очень большой тепловой эффект, накладывающийся на эффект второй стадии распада мартенсита. Если до получения кривой закаленную сталь предварительно отпустить при 250°, то на кривой исчезают тепловые эффекты первого и второго превращений, т. е. первой стадии распада мартенсита и распада остаточного аустенита.

 

Такого же вида кривые получаются при нагреве закаленных сталей, содержащих 0,4% С и менее. Первый эффект обусловливается, очевидно, выделением растворенного углерода. Величина первого эффекта для предварительно отпущенных сталей почти не зависит от содержания в стали углерода и близка к величине эффекта для закаленной стали с 0,22% С.

 

Таким образом, даже после отпуска при 250° в а - твердом растворе содержится еще около 0,2% С. Кристаллы мартенсита с таким содержанием углерода в твердом растворе сами по себе обладают высоким пределом упругой деформации, который может еще существенно повыситься при наличии в них дисперсных частиц карбида. Поэтому после такого отпуска твердость стали остается высокой.
Как уже было упомянуто, в закаленных малоуглеродистых сталях отсутствует первая стадия распада мартенсита. Однако при выдержке в этой области температур некоторые свойства этих сталей могут существенно меняться. Это может быть связано с различного рода релаксационными процессами. Например, после отпуска закаленной стали с 0,1% С при 200° коэрцитивная сила падает почти вдвое, тогда как твердость, ширина линии, объем и др. начинают изменяться при значительно более высоких температурах. Можно думать, что падение коэрцитивной силы связано с релаксацией микронапряжений в результате диффузии углерода из сжатых в растянутые области. Упругая деформация частично переходит в неупругую.

 

С релаксацией напряжений связано, по-видимому, и значительное увеличение прочности закаленных малоуглеродистых сталей с 0,1 —0,2% С, происходящее в результате выдерживания при низких температурах, начиная с комнатной.

 

Механизм распада при отпуске остаточного аустенита такой же, как и механизм изотермического распада аустенита в промежуточной области. Продукты его распада аналогичны продукции отпуска мартенсита при тех же температурах.

 

Быстрое падение твердости начинается при отпуске при температурах выше 300°.
В интервале отпуска 300 —400° в стали происходит изменение состояния, вызывающее значительные эффекты на кривых изменения свойств. Это изменение состояния стали получило название «третьего превращения» при отпуске.

 

Особенно обращает на себя внимание сильное изменение удельного объема стали при отсутствии сколько-нибудь заметных изменений постоянной решетки а - фазы. Эффект третьего превращения представляет собой значительную долю общего эффекта. На рис. 36 приведена зависимость теплового эффекта третьего превращения от содержания в стали углерода.

 

Исчезновение характерных интерференции карбида низкотемпературного отпуска как раз в области температур 350 —400° давало основание приписать эффекты третьего превращения переходу низкотемпературного карбида в цементит. Однако последующие исследования показали, что цементит присутствует уже после отпуска при 200° и количество его уже значительно до начала «третьего превращения». По-видимому, в области температур отпуска 200 —300° присутствуют и е - карбид и цементит. Измерение постоянных решетки цементита порошков, экстрагированных из стали, отпущенной ниже 300°, показало, что объем элементарной ячейки на 3,8% меньше нормального для цементита. Возможно, что это связано с меньшей концентрацией углерода в цементите, образующемся при температурах ниже 300°. Постоянные решетки цементита в целом образце могут, кроме того, отличаться вследствие когерентности его с кристаллом а - фаза.

 

Можно сказать, что пока еще нет достаточных экспериментальных данных об изменениях структуры при отпуске в области 300 —400° для того, чтобы сделать надежные заключения о пЬи - роде третьего превращения. Необходимо, кроме того, выяснить, играют ли какую-либо роль в эффектах третьего превращения микроскопические пустоты, которые могут возникать как при закалке, так и в особенности при низком отпуске.

 

В легированных сталях температурные области различных процессов могут значительно смещаться в сторону более высоких температур; это относится ко второй стадии распада мартенсита и началу роста карбидных частиц, к третьему превращению при отпуске. Состояние отпущенного мартенсита в этих сталях и высокая твердость сохраняются до более высоких температур нагрева.
В области температур низкого и среднего отпуска процессы отпуска практически не связаны с перераспределением легирующих элементов вследствие малой подвижности атомов металла при температурах ниже 400 —500°. Концентрация легирующих элементов в карбидной фазе такая же, как и в твердом растворе а. Малая скорость диффузии легирующих элементов при низких температурах является причиной того, что одной из промежуточных карбидных фаз является легированный цементит с такой же концентрацией легирующих элементов, как и в мартенсите. Более стабильные специальные карбиды образуются лишь при отпуске выше 500 —550°.

 

При содержании в сталях менее 0,2% С отсутствие диффузии легирующих элементов, по-видимому, является причиной того, что распад мартенсита и падение твердости не происходят до 450 —500°. Можно думать, что в этих сталях образование гетерогенного состояния а+легированный цементит, для возникновения которого достаточна диффузия только углерода, термодинамически не стимулируется. Для образования термодинамически более устойчивого состояния а + специальный карбид необходима диффузия легирующих элементов. Процесс этот происходит при температурах выше 500°, вызывая явление вторичной твердости.