1.2 Назначение, виды отпусков сплавов, закаленных на мартенсит, структура и формирующиеся свойства

Для принципиального понимания закономерностей фазовых и структурных превращений в закаленном на мартенсит металле целесообразно начать рассмотрение распада метастабильной структуры в углеродистой стали, для исключения наложения тех процессов, которые вносит легирование металла.

Изучение влияния отпуска на свойства закаленных металлов начнем с исследования дилатометрической кривой углеродистой стали.

Дилатометрия - раздел физики, изучающий тепловое изменение объемных размеров металлического образца при нагреве или охлаждении, а в данном случае на эти изменения накладываются еще фазовые и структурные превращения, происходящие в мартенсите.

Дилатометрические исследования углеродистой закаленной стали при последующем нагреве показали (впервые это было получено Г. Ганеманом и Л. Трегером) наличие трех температурных интервалов (рис. 1.5), в которых происходит наиболее значимое изменение объема металла.

В соответствии с этими изменениями объемных размеров закаленного металла при нагреве, превращения при отпуске и были названы соответствующим образом - первое, второе и третье превращения (эти понятия условные, но по традиции используются в литературе). Существует еще и четвертое превращение при отпуске, которое дилатометрически не фиксируется, а подтверждается рентгеноструктурными методами, световой, электронной микроскопии и др. методами.

Рисунок 1.5 - Дилатометрическая кривая нагрева при отпуске закаленной углеродистой стали с 1,2%С (Белоус М.В. и др.):

І - уменьшение длины образцов в интервале

температур ≈70-150°С;

ІІ - увеличение длины образцов в интервале

температур ≈150-300°С;

ІІІ - уменьшение длины образца при нагреве в

интервале ≈300-350°С.

Под первым превращением мартенсита (отпуск при ≈70-150°С приводит к укорачиванию образцов) понимается 1-я стадия распада мартенсита - выделение углерода из пересыщенного -твердого раствора путем двухфазного распада с образованием дисперсных выделений карбидной фазы.

Под двухфазным распадом твердого раствора понимается наличие на этой стадии отпуска в стали одновременно два твердых раствора углерода в -железе:

• не испытавший распада твердый раствор с исходной концентрацией углерода;

• обедненный углеродом твердый раствор за счет выделения частиц карбидной фазы.

Следует отметить, что при закалке сталей с концентрацией углерода до 0,5-0,6% на практике не удается получить нераспавшийся мартенсит из-за высокой температуры М_н и процесса самоотпуска образующегося мартенсита в процессе закалочного охлаждения. На рисунке 1.6 приведены данные о концентрации углерода в высокоуглеродистом и обедненном углеродом мартенсите после отпуска до 150°С для различных углеродистых сталей.

Следует отметить, что в технической литературе встречаются ранние публикации, в которых приводятся данные о -мартенсите с кубической решеткой. Более поздние исследования показали, что такой мартенсит не существует, а исследуемый -мартенсит представляет собой тетрагональный мартенсит с малым отношением осей, т.е. отпущенный мартенсит (рис.1.6).

Рисунок 1.6 - Концентрация углерода в

мартенсите закаленных углеродистых сталей после отпуска до 150°С:

P_ - данные для высокоуглеродистого

мартенсита;

P_ - данные для малоуглеродистого мартенсита;

P_ - усредненные данные для мартенсита

Исследования показали, что концентрация мартенсита в высокоуглеродистом мартенсите (не испытавший распада твердый раствор с исходной концентрацией углерода) соответствует концентрации его в конкретной стали, а концентрация в малоуглеродистом мартенсите (обедненный углеродом твердый раствор) существенно меньше. Концентрация углерода в указанных двух твердых растворах и количественное соотношение мартенситов при двухфазном распаде зависит от температуры аустенитизации, скорости охлаждения в интервале Мн - Мк.

Двухфазный распад мартенсита развивается в результате выделения углерода и возникновения новых частиц карбидов в участках мартенсита с исходной концентрацией углерода (а не роста ранее образовавшихся). Выделение внедренных атомов углерода и азота из решетки железа при отпуске мартенсита приводит к уменьшению степени искажения кристаллической решетки – уменьшение степени ее тетрагональности (рис. 1.7). Именно этот процесс и приводит к укорачиванию дилатометрических образцов при отпуске.

Рисунок 1.7 - Тетрагонально искаженная элементарная ячейка объемно-центрированного куба (а) и степень тетрагональности решетки (с/а)

мартенсита в зависимости от содержания углерода (б)

Отечественными учеными Курдюмовым Г. В., Штейнбергом С. С., Арбузовым М. П. и др. было впервые установлено, что в области температур первого превращения мартенсит закалки переходит в мартенсит отпуска, концентрация углерода в котором значительно меньше по сравнению с исходным закаленным состоянием. При этом выделившийся углерод образует дисперсную метастабильную пластинчатую карбидную фазу (-карбид, Fe_2,4C, точка Кюри ≈380°С), температура образования которой в углеродистых сталях находится в интервале температур до ≈220°С, характерном для 1-й и 2-й стадий распада мартенсита закалки. Из литературных источников известно, что -карбид образуется при распаде и легированных сталей, в которых стабильной фазой могут быть специальные карбиды. Поэтому для таких сталей на этой стадии отпуска мартенсита происходит уменьшение уровня остаточных напряжений, повышается относительное удлинение, практически при неизменной твердости, прочности и вязкости металла.

Результаты исследований последних десятилетий показывают, что эта стадия присуща и для сталей с концентрацией углерода менее 0,2%.

В истории развития теории процессов отпуска в 50-х годах прошлого столетия существовали различные теории, в одной из которых (например, Б.А. Апаев, В.Г. Пермяков и др.) утверждалось, что начиная с температуры отпуска ≈200°С фазовый состав отпущенной стали характеризуется тремя карбидными фазами: низкотемпературный (-карбид) карбид, промежуточный карбид и цементит, которые имеют соответствующие температуры точки Кюри (примерно 380°С; 260°С; 210°С).

При этом надо отметить, что в соответствии с информацией, изложенной в учебных пособиях (изданных до 1985г), в сталях с содержанием углерода менее 0,2% стадии образования низкотемпературного промежуточного карбида (-карбида) нет.

Второе превращение мартенсита при отпуске (≈150-300°С, происходит удлинение образцов) связывают с распадом остаточного аустенита (либо в мартенсит - при отпуске до температур ≈180°С, либо в бейнит - при температурах выше 180°С), при этом, чем больше углерода в стали (увеличивается количество А_ост, т.к. снижается температура точек М_н и М_к), тем больше эффект увеличения образца из-за распада А_ост. Существуют и другие результаты исследований, показывающие, что А_ост распадается на феррито-карбидную смесь, возможно через стадию образования мартенсита и его самоотпуска).

Высокая скорость нагрева металла при отпуске либо повышенная степень легирования стали может сдвигать температуру распада А_ост до 400-600°С.

Распад аустенита остаточного сопровождается также увеличением намагниченности металла, понижением его электросопротивления и значительным тепловым эффектом. Распад А_ост наблюдается при относительно медленных скоростях нагрева, скоростной нагрев подавляет или сдвигает к более высоким температурам его распад. Исследования показали, что ускоренное охлаждение с температуры отпуска (например, в воде) уменьшает степень распада А_ост. На этой стадии отпуска происходит также дальнейший распад мартенсита. Структура стали при температурах ниже 300°С называется отпущенным мартенситом (отличается от мартенсита закалки практически полным отсутствием тетрагональности (рис. 1.7) и значительно большей травимостью металла из-за выделения карбидной фазы и уменьшения уровня напряжений). Легирующие элементы (никель, молибден, ванадий, медь) повышают температуру распада А_ост незначительно, а кремний, хром, марганец существенно повышают температуру его распада.

В сталях с концентрацией углерода свыше 0,2% углерода при температурах отпуска до ≈200-220°С выделяющийся из мартенсита углерод образует метастабильный карбид (), при дальнейшем повышении температуры отпуска происходит растворение частиц -карбида, а при температурах отпуска выше ≈260°С в углеродистых сталях происходит образование стабильного карбида – цементита (Fe₃C) и рост выделившихся карбидных частиц (в условиях когерентных или полукогерентных границ с матрицей).

Следует отметить, что в 50-70-х годах прошлого столетия было выполнено много исследований процессов структурообразования на углеродистых и легированных сталях, в которых приводились новые данные, подтверждавшие теорию 1940-43гг Курдюмова Г.В., Арбузова М.П., Исаичева И.В. и др. о том, что при отпуске выше 270-300°С происходит образование (после низкотемпературного -карбида) промежуточного карбида. Это сопровождалось снижением намагниченности углеродистых сталей за счет третьего превращения и появлением на кривых охлаждения точки Кюри (260-270°С). Эта стадия (третье превращение), в процессе которой происходит образование и увеличение количества промежуточного карбида, установлена исследованиями в интервале 270-420°С (для малоуглеродистых сталей нижняя температура интервала может повышаться). Нагрев при отпуске выше 420°С приводит к переходу промежуточного карбида в цементит (оканчивается при ≈520°С), соответственно и изменению температуры точки Кюри до 210°С. Авторы этих исследований считали, что промежуточный карбид имел несколько большую концентрацию углерода, чем цементит и большее искажение решетки.

Легирование сталей (например, кремнием) приводит к существенному повышению температуры растворения -карбида.

После отпуска при температурах 150-300°С происходит снижение уровня напряжений в металле, повышаются значения характеристик прочности (рис.1.3) пластичности при практически неизменной вязкости металла (см. рис 1.3, 1.2).

Третье превращение в закаленной стали при отпуске (≈300-400°С, приводит к уменьшению длины образца) связывают с растворением или переходом низкотемпературного метастабильного карбида в цементит. В этом интервале температур происходит также окончательное выделение углерода из -твердого раствора (как и на предыдущих стадиях распада мартенсита), продолжается образование стабильного карбида (цементита или легированного цементита), и при повышении температуры происходит частичный разрыв когерентной связи частиц карбидов (Fe₃C) с матрицей. При достижении верхнего интервала температур отпуска те частицы, которые стали уже когерентными, начинают коагулировать. Интенсивный рост когерентных частиц цементита начинается с температур отпуска ≈400-450°С. После отпуска 300-450°С (выше температуры М_н) в закаленной углеродистой стали получают сильно травящуюся дисперсную структуру, называемую трооститом отпуска. В области температур отпуска ≈360-400°С происходит повышение характеристик пластичности, прочности – пределов упругости, пропорциональности, текучести в результате закрепления дислокаций дисперсными частицами цементита (рис. 1.8).

Рисунок 1.8 - Зависимость значений предела упругости и твердости закаленных углеродистых сталей от температуры последующего отпуска. Дисперсионное твердение обеспечивается за счет выделения частиц цементита и легированного цементита (И. Артингер)

Твердость при этом может оставаться примерно на одном уровне или даже повышаться (этот эффект называется дисперсионным твердением). Уровень микронапряжений в металле продолжает уменьшаться.

Четвертое превращение при отпуске закаленной стали (≈500-700°С) связывают с процессами полной потери когерентности частиц цементита с матрицей, интенсивной коагуляцией карбидов и рекристаллизацией -фазы. После отпуска ≈450-650°С мартенсит закалки распадается на сорбит отпуска. При температурах отпуска ≈600°С и выше частицы цементита приобретают форму, близкую к сферической.

В середине прошлого века в работах Завьялова А.С. и др. было показано, что карбидная фаза после потери когерентности частиц с матрицей имеет более совершенную решетку по сравнению с частицами, имеющими когерентную связь с матрицей. Снижение уровня ударной вязкости и повышение порога хладноломкости при отпуске в интервале температур потери когерентности частиц вторичной фазы с матрицей объяснялось авторами процессом разрыхления металла в этих зонах (особенно на границах бывших аустенитных зерен) и перераспределением примесных элементов в эти зоны.

Нарушение когерентности между частицами вторичной фазы и матрицей приводит к резкому снижению напряжений ІІ рода и дроблению блоков мозаики. При температурах выше ≈450°С происходит увеличение блоков мозаики.

Известно, что существенное влияние на процесс коагуляции частиц имеет исходное структурное состояние сплавов. Скорость процесса возрастает с увеличением степени дисперсности частиц, в связи с увеличением активной поверхностности карбидов. Например, скорость коагуляции максимальна для дисперсных частиц размером 1-10х10^-6мм. Изменение дисперсности частиц от 1х10^-6мм до 20х10^-6мм занимает около 2-х секунд. Сталь с различной начальной структурой (мартенсит, троостит, перлит) обладает различной способностью к коагуляции, наибольшей для мартенсита, наименьшей для перлита. А структура литой углеродистой стали с ≈0,3% С сфероидизируется в 10 раз медленнее, чем нормализованная. Таким образом, равновесное состояние сталей и сплавов при высоком отпуске достигается тем скорее, чем менее равновесным является исходное состояние металла. Содержание углерода в стали также оказывает влияние на скорость коагуляции и размер частиц вторичной фазы. При повышении концентрации углерода в сталях процесс коагуляции протекает быстрее, чем в аналогичных условиях в стали с меньшим содержанием углерода, и количество крупных частиц будет в высокоуглеродистой стали больше, чем в стали с меньшим содержанием углерода.

В легированных сталях, в которых концентрация карбидообразующих легирующих элементов достаточна для образования специальных карбидов, с температур ≈500°С и выше происходит образование специальных карбидов. Соответственно, стадия дисперсионного твердения (называется вторичное твердение – рис. 1.9) сдвигается в сторону повышенных температур по сравнению с углеродистыми сталями (сравнить рис. 1.8 и 1.9).

Рисунок 1.9 - Влияние температуры и продолжительности отпуска на предел текучести стали 4Х5МФС. Вторичное твердение при температурах высокого отпуска обеспечивается выделением специальных карбидов (И. Артингер)

Этому предшествует стадия растворения цементита, возможен вариант перестройки цементита в специальный карбид.

Практически на всех стадиях отпуска мартенсита в структуре происходят процессы возврата и рекристаллизации, но видимую перестройку тонкой структуры (дислокационной) под электронным микроскопом можно наблюдать с температур отпуска примерно 400°С и выше. Под световым микроскопом изменения микроструктуры хорошо различаются после отпуска ≈500°С и выше. А после отпуска ≈600°С микроструктура закаленной углеродистой стали теряет характерные морфологические признаки мартенсита (т.е. игольчатость) и под световым микроскопом видны ферритные поля с большей или меньшей плотностью скоагулированных частиц цементита.