4. Возврат и рекристаллизация матрицы

При отпуске закаленной стали проходят процессы возвра­та и рекристаллизации, аналогичные протекающим при на­греве холоднодеформированной стали. Различие обуслов­лено разницей исходной структуры. Плотность дислокаций закаленной стали, как и холоднодеформированной, высокая (10®—IO10, мм-2), однако в мартенсите отсутствует ячеистая структура, а дислокации распределены относительно рав­номерно; для такой структуры характерно множество гра­ниц между мартенситными кристаллами. Все это, а также выделение карбидной фазы при отпуске накладывают свои особенности на процессы возврата и рекристаллизации мартенситной матрицы.

По мере повышения температуры отпуска закаленной стали в тонкой структуре происходит перераспределение и

Аннигиляция дислокаций, выстраивание дислокаций в ста­бильные стенки, возникновение субзерен, образование по­лигональной субструктуры и начало рекристаллизации. Температурный интервал каждого из этих процессов и сте­пень его реализации находятся в прямой связи с устойчи­

Востью сегрегаций атомов примесей, типом, количеством и характером выделения карбидных (нитридных) фаз при отпуске и их влиянием на блокирование дефектов кристал­лического строения.

113

Указанные процессы хорошо наблюдаются при исследо­вании тонких фольг методом трансмиссионной электронной микроскопии (табл. 5). Из табл. 5 видно влияние выделе­ний карбида ванадия на температурный интервал возвра-

8—97© та и рекристаллизации мартенситной матрицы железа и стали. Наблюдаемые при этом изменения иллюстрируют структуры стали 40Ф после закалки и различных темпера­тур отпуска (рис. 61).

Таблица 5. Влияние ванадия на температуры возврата и рекристаллизации железа и стали 40 (В. М. Фарбер)

Температура, "С, при выдержке 2 ч

Материал

Начало поли-

Конец

Начало

Гонизацин

Полигонизацин

Рекристаллизации

FCTme (0,02 % С)

450

500

550

FeiexH (0,1 % V)

600

40…………………………

550

680

40Ф (0,21 % V) .

680

720

Ac1-Ac3

Характер перестройки структуры при отпуске находит­ся в прямой связи с влиянием примесей и выделений на блокирование дефектов кристаллического строения. Так, при выделении цементита высокая плотность дефектов в структуре сохраняется до температур отпуска 350—4000C, для карбида {Fe, Сг)7С3 до 450—5000C, для частиц Mo2C и VC до 500—550 °С, для NbC до 550—570 0C.

5. Дисперсионное упрочнение

При отпуске закаленно" легированной стали протекают два противоположных по влиянию на прочность процесса: раз­упрочнение вследствие распада мартенсита и упрочнение в результате выделения дисперсных частиц специальных кар­бидов. Дисперсные карбидные частицы повышают предел текучести стали (твердость, временное сопротивление), так как являются эффективными препятствиями на пути дви­жения дислокаций. Эффективность упрочнения обусловли­вается количественным соотношением процессов разупроч­нения и упрочнения.

На рис. 62 приведена схема, иллюстрирующая соотно­шение процессов разупрочнения и упрочнения при отпуске легированного карбидообразующими элементами мартенси­та. Если повышение прочности Ц-Аад. ч| в результате вы­деления дисперсных частиц карбидов (рис. 62, кривая 1) превышает разупрочнение |—Лагт. р| твердого раствора при отпуске (рис. 62, кривая 2) при повышении температуры от tx до t2, то суммарное изменение прочности стали (рис.

62, кривая 3) будет характеризоваться наличием пика по­вышения прочности. Для приведенного случая при темпе­ратуре отпуска t21 + АОд. ч I > I —Аотр |. Если эффект упроч­нения будет меньше, чем эффект разупрочнения, т. е. |+Л(Тд. ч|<|—Aot-PI, то на суммарной кривой изменения прочности пика не будет, а будет лишь наблюдаться замед­ление процесса разупрочнения (рис. 62).

А

У

V Z \

В

S— T

У&бт. р

}-А6т. р

VO4

/sS4

T; t2 t, tz tDJn

Рже. 62. Изменение прочности вследствие распада мартенсита (1), из-за выделе­ния дисперсных карбидных частиц (2) и суммарное (3) прн отпуске закаленной стал» (М. И. Гольдштейи):

«-|Додл1>|-Дотр1; б – |Дстд ч1<1-Дотр|

Для дисперсных частиц определенного фазового соста­ва соотношение между упрочнением и разупрочнением, т. е. результирующая прочность, будет зависеть от содержания легирующего элемента, образующего дисперсную упрочня­ющую фазу. Чем больше такого элемента выделяется в ви­де дисперсной фазы (при сохранении ее размеров), тем больше упрочнение преобладает над разупрочнением. На рис. 63 показано влияние содержания ванадия на прочность (твердость) стали 40 после закалки и отпуска. В стали без ванадия упрочнение благодаря выделению карбида ванадия отсутствует, т. е. Aavc=O. При 0,25% V| +Aavc| » |— Дам| и на соответствующей кривой после отпуска при 500— 600 0C наблюдается почти горизонтальная линия. При больших содержаниях ванадия (0,47; 0,9 и 1,7%) |+А(Тус|>|—Аам| и на кривых наблюдается повышение прочности, которое называют пиком вторичной твер­дости.

8*

115

Минимальная концентрация карбидообразующего эле­мента, при которой упрочнение преобладает над разупроч­нением, зависит от содержания углерода и типа образуемо­го карбида. Так, в низкоуглеродистой стали (0,1—0,15 % С) пик вторичной твердости появляется при 0,1—0,2 % V или 0,08—0,12 % Nb, или 2,5—3,0 % Cr.

Из приведенных примеров видно, что для разных содер­жаний элементов, образующих дисперсную упрочняющую фазу, кривые изменения прочности однотипны. Они разли­чаются только тем, что при большом количестве дисперс­ных частиц на кривых наблюдается максимум вторичной твердости, а при малом количестве его нет, но при этом происходит замедление падения прочности. В первом слу­чае явление повышения проч­ности обычно характеризуют термином дисперсионное твер­дение, а во втором — термином дисперсионное упрочнение. Термин «дисперсионное упроч­нение» является более общим, так как применим к процессам, при которых выделяется лю­бое количество дисперсных уп­рочняющих частиц, тогда как термин «дисперсионное тверде­ние» — лишь к процессам с та­ким количеством частиц, при котором появляется пик вто­ричной твердости.

Явление дисперсионного уп­рочнения, при отпуске протека­ет в сталях, легированных силь­ными карбидообразующими элементами: хромом, молибденом; вольфрамом, ванадием, ниобием, титаном, цирконием, а также в сталях, в которых упрочняющими фазами являются также нитриды и интер- металлиды.

Необходимо отметить, что пик вторичной твердости мо­жет быть обусловлен и превращением при отпуске остаточ­ного аустенита в мартенсит (вторичная закалка) в соответ­ствии со схемой, приведенной на рис. 60.

Тс

500 600 t0Tn°C

Рис. 63. Влияние температуры отпуска иа твердость – стали 40 с разным содержанием ванадия (М. И. Гольдштейи)

Чоо

Зачастую пик вторичной твердости может быть обус­ловлен и дисперсионным упрочнением и вторичной закал­кой. Такое явление наблюдается, например, при отпуске быстрорежущих сталей.

6. Отпускная хрупкость стали[13]

Конструкционные стали, подвергаемые закалке и отпуску, имеют склонность к отпускной хрупкости. После отпуска при определенных температурах и условиях наблюдается повышение температуры вязко-хрупкого пере­хода (рис. 64). На многих сталях охрупчивание наблюда­ется и по снижению ударной вязкости (рис. 65). Однако изменение температуры перехода является более надеж­ным критерием склонности стали к отпускной хрупкости. Различают два рода отпускной хрупкости (рис. 65). От-

HRC

Zoo зоо чоа ш T„>

КCU, MД>к/м^

Кси, МДж/мг 18

Рис. 64. Влияние температуры испытания на переход стали 37XH3A из вязкого состояния в хрункое (В. Д. Садовский, А. В. Смирнов, Е. Н. Соколков): / — закалка; сталь склонна к отпускной хрупкости; 2 — BTMO; сталь не склонна к отпускной хрупкости

Рис. 65. Влияние температуры отпуска стали 37XH3A на ударную вязкость и твердость (В. Д. Садовский, Л. В. Смирнов, Е. Н. Соколков):

1 — закалка; сталь склонна к отпускной хрупкости; 2 — BTMO; сталь не склонна к отпускной хрупкости

Пускная хрупкость I рода, или необратимая, проявляется при отпуске около 300°С, и отпускная хрупкость II рода, или обратимая, обнаруживается после отпуска выше 500 °С.

Необратимая отпускная хрупкость (I рода) присуща практически всем сталям, углеродистым и легированным, после отпуска в области температур 250—400 0C. Повтор­ный отпуск при более высокой температуре (400—5000C) снимает хрупкость, и сталь становится к ней не склонной даже при отпуске вновь в район опасных температур. В связи с этим эта хрупкость получила название необра­тимой. Этот род хрупкости не зависит от скорости ох­лаждения после отпуска.

Легирующие элементы, за исключением кремния, не влияют существенно на развитие хрупкости I рода. Крем­ний сдвигает интервал развития хрупкости в область более высоких температур отпуска (350—450 0C). Высокотемпе­ратурная термомеханическая обработка (BTMO) уменьша­ет склонность к отпускной хрупкости (см. рис. 65). На практике для исключения охрупчивания стали избегают проведения отпуска в области опасных температур.

Хотя природа необратимой отпускной хрупкости стали окончательно не установлена, считается, что наиболее ве­роятной причиной охрупчивания является выделение кар­бидных фаз по границам зерен на начальных стадиях рас­пада мартенсита. Вследствие этого создается неоднородное состояние твердого раствора, возникают пики напряжений, и сопротивление разрушению по границам заметно меньше, чем по телу зерна, происходит межкристаллитное разру­шение (В. И. Саррак, Р. И. Энтин).

Обратимая отпускная хрупкость (II рода) в наиболь­шей степени присуща легированным сталям после высоко­го отпуска при 500—650 0C и медленного охлаждения от температур отпуска. При быстром охлаждении после от­пуска (в воде) вязкость не уменьшается, а монотонно возрастает с повышением температуры отпуска. Отпускная хрупкость усиливается, если сталь длительное время (8— 10 ч) выдерживается в опасном интервале температур.

Отпускная хрупкость II рода может быть устранена по­вторным высоким отпуском с быстрым охлаждением и вы­звана вновь высоким отпуском с последующим медленным охлаждением. Поэтому такую отпускную хрупкость назы­вают обратимой. Развитие обратимой отпускной хруп­кости не сопровождается какими-либо изменениями других механических "свойств, а также видимыми при световой и электронной микроскопии структурными изменениями. Лишь при травлении шлифов поверхностно-активными ре­активами наблюдается повышенная травимость по грани­цам аустенистных зерен. По этим границам происходит и межзеренное хрупкое разрушение.

Легирование стали Cr, Ni, Mn усиливает отпускную хрупкость. Особенно сильно охрупчивается сталь при со­вместном легировании Cr+Ni, Cr+Mn, Cr+Mn+Si и др.

Введение до 0,4—0,5 % Mo и до 1,2—1,5 % W уменьшает, а иногда полностью подавляет склонность стали к обрати­мой отпускной хрупкости; при более высоком содержании этих элементов хрупкость вновь усиливается.

В последние годы достоверно установлена связь обра­тимой отпускной хрупкости с обогащением границ зерен примесями, в первую очередь фосфором и его – химически­ми аналогами: сурьмой, мышьяком, а также оловом. По степени влияния на охрупчивание элементы располагают­ся в ряд Sb, Р, Sn, As, где наиболее сильное влияние ока­зывает сурьма. Так, содержание сурьмы 0,001 % уже вы­зывает значительное развитие хрупкости, повышая порог хладноломкости после окрупчивающего отпуска почти на 100°С. При таких же содержаниях фосфор смещает порог хладноломкости на 40 °С. С помощью методов электронной микроскопии (Оже-спектроскопия, метод обратного рас­стояния быстрых ионов) проведена оценка сегрегаций ука­занных примесей на границах зерен. Установлено, что сегрегация примесей в приграничных участках превышает объемную концентрацию этих элементов в 100—1000 раз, а толщина приграничного слоя сегрегаций составляет лишь несколько атомных слоев (до 1—2 нм). Так, на промыш­ленных хромоникелевых и хромомарганцевокремнистых сталях установлено, что в приграничном слое сегрегаций глубиной 0,5—1,0 нм концентрация Sb, P и As может до­стигать 5—20 % против сотых долей процента в теле зерна.

Исследованиями этими же методами выявлена значи­тельная сегрегация на границах зерен легирующих эле­ментов (хрома, никеля, марганца и др.), которые значи­тельно увеличивают термодинамическую активность приме­сей и их приток к границам. Молибден и вольфрам при оптимальных содержаниях не сегрегируют к границам. Вследствие падения поверхностной энергии межзеренного сцепления более чем на порядок происходит разрушение стали по границам аустенитных зерен.

Разработаны и нашли широкое практическое примене­ние методы борьбы с обратимой отпускной хрупкостью:

1. Легирование стали молибденом (0,2—0,4 %) или его аналогом вольфрамом в количестве, в три раза большем (0,6-1,2 %).

2. Ускоренное охлаждение (вода или масло) после вы­сокого отпуска.

3. Снижение содержания вредных примесей, особенно фосфора.

Необходимо также отметить, что применение вместо обычной закалки высокотемпературной термомеханической обработки (BTMO) позволяет подавить склонность как к необратимой, так и к обратимой отпускной хрупкости (см. рис. 65). Причина такого влияния BTMO состоит в том, что при такой обработке увеличивается протяженность границ благодаря образованию зубчатых болыпеугловых границ и развитой структуры, вследствие чего уменьшается сегрега­ция примесей и возрастает прочность межзеренного сцеп­ления.