Влияние легирующих элементов

Диффузионная подвижность атомов легирующих элементов, растворенных в α-железе по способу замещения, на много порядков ниже, чем диффузионная подвижность атомов углерода, который растворен в железе по способу внедрения.

При температурах отпуска ниже примерно 450 °С в матрице не происходит диффузионного перераспределения легирующих элементов: из α-раствора выделяются карбиды железа, в которых концентрация легирующих элементов такая же, как в мартенсите. Атомы легирующих элементов в решетке промежуточных карбидов и цементита, образующихся при температурах ниже ~ 450 °С, частично замещают атомы железа: (Fe, Cr)3C, (Fe, V)3C и т. д.

На первую стадию распада мартенсита, т. е. на «двухфазный» распад при температурах ниже 150 °С, легирующие элементы не оказывают какого-либо существенного для практики влияния. Это согласуется с тем, что на первой стадии главный процесс — зарождение карбидных частиц, зависит в основном от пересыщенности α-раствора углеродом, а диффузионный рост карбидных выделений и в углеродистых сталях развит очень слабо.

На вторую стадию распада мартенсита многие легирующие элементы влияют очень сильно, замедляя рост карбидных частиц и сохраняя пересыщенность α-раствора углеродом, т. е. сохраняя состояние отпущенного мартенсита до температур 450 — 500 °С. Так действуют, например, добавки Cr, W, Mo, V, Со и Si.

Задержка распада мартенсита объясняется двумя причинами.

Во-первых, такие легирующие элементы, как ванадий, молибден и хром, снижают скорость диффузии углерода в α-растворе. Этой причиной нельзя объяснить задерживающее влияние кобальта и кремния, которые не уменьшают коэффициента диффузии углерода в железе.

Другая причина
— повышение прочности межатомных связей в решетке α-раствора под влиянием таких элементов, как Со, Si, Cr, Мо и W, при котором затрудняется переход атомов через границу α-раствор — карбид и, следовательно, затрудняется распад мартенсита.

На карбидные превращения при отпуске легирующие элементы сильно влияют при температурах выше ~ 450 °С, когда становится возможным их диффузионное перераспределение. В результате этого влияния образуются специальные карбиды.

Возможны два механизма их появления. Во-первых, концентрация карбидообразующего легирующего элемента в результате его диффузионного перераспределения между α-раствором и цементитом возрастает до такой величины в цементите, что он превращается в специальный карбид. Например, легированный цементит (Fe, Cr)3С так превращается в карбид хрома (Cr, Fe)7C3. Во-вторых, специальный карбид может зародиться прямо в пересыщенном легирующим элементом α-растворе.

Первоначально могут образовываться частично когерентные выделения промежуточного специального карбида. Его выделение сопровождается растворением цементита, который в легированной стали является менее стабильной фазой. Частицы специальных карбидов обычно предпочтительно зарождаются на дислокациях в мартенсите. При более высоких температурах отпуска промежуточный специальный карбид заменяется стабильным специальным карбидом.

Для практики очень важно (смотрите Изменение механических свойств при отпуске сталей и выбор режима отпуска), что выделения таких карбидов, как TiC, V4C3, Мо2С и W2C, намного мельче растворяющихся частиц цементита. Одна из причин этого — малая диффузионная подвижность атомов легирующих элементов.

Легирующие элементы влияют на скорость коагуляции карбидных частиц. Никель ускоряет коагуляцию, а хром, молибден, ванадий и некоторые другие элементы затрудняют ее. Элементы, усиливающие межатомную связь в решетке α-раствора и карбида (в последнем случае — сильные карбидообразователи) и уменьшающие скорость диффузии углерода в α-растворе, затрудняют переход атомов через границу карбид — α-раствор и α-раствор — карбид и перенос углерода через раствор. Такие элементы задерживают растворение мелких и рост крупных частиц при коагуляции.

Полигонизационные и рекристаллизационные процессы при отпуске могут задерживаться под действием добавок легирующих элементов, во-первых, из-за замедления диффузионных процессов переползания дислокаций и, во-вторых, в результате закрепления дислокаций, малоугловых и высокоугловых границ трудно коагулирующими дисперсными частицами специальных карбидов с малым межчастичным расстоянием.

Большинство легирующих элементов повышает температурный интервал распада остаточного аустенита. Если при отпуске углеродистой стали остаточный аустенит распадается в интервале 200 — 300 °С, то в легированной стали он сохраняется до 500 — 600 °С.

В закаленной высоколегированной высокоуглеродистой стали, например в быстрорежущей, имеется большое количество остаточного аустенита. Если такую сталь отпустить при 500 — 600 °С, то остаточный аустенит приобретает способность к мартенситному превращению при охлаждении с температуры отпуска.

Причиной этого является выделение карбидов из остаточного аустенита и обеднение его углеродом и легирующими элементами при высокотемпературном отпуске. В результате мартенситная точка Мн повышается и остаточный аустенит становится способен к мартенситному превращению при охлаждении с температуры отпуска.

«Теория термической обработки металлов»,
И.И.Новиков

Изменение свойств легированных сталей

Легирующие элементы, затрудняющие распад мартенсита и коагуляцию карбидов (смотрите Структурные изменения при отпуске сталей), смещают температурную границу начала интенсивного разупрочнения при отпуске с 200 — 300 до 450 — 550 °С. Повышение красностойкости закаленной стали, т. е. способности ее сопротивляться смягчению при нагревании, — одна из основных целей легирования в производстве инструмента. Для конструкционных легированных…

Отпускная хрупкость

Отпускная хрупкость присуща многим сталям. Сталь в состоянии отпускной хрупкости характеризуется низкой ударной вязкостью. На других механических свойствах при комнатной температуре состояние отпускной хрупкости практически не сказывается. На рисунке схематично показано влияние температуры отпуска на ударную вязкость легированной стали, в сильной степени склонной к отпускной хрупкости. Во многих легированных сталях наблюдаются два температурных интервала отпускной…

Изменение свойств мартенситно-стареющих сталей

Характер зависимости механических свойств мартенситно-стареющих сталей от температуры отпуска такой же, как у всех дисперсионно-твердеющих сплавов: рост прочностных свойств, достижение максимума упрочнения и затем разупрочнение. По аналогии со старением можно выделить стадии упрочняющего и разупрочняющего отпуска. Упрочнение вызвано образованием сегрегаций на дислокациях и, главное, частично когерентных выделений промежуточных фаз типа Ni3Ti и Ni3Mo. Разупрочнение связано,…

Температуры отпуска

По температуре нагрева различают низкий, средний и высокий отпуск. Низкий отпуск на отпущенный мартенсит (120 — 250 °С) широко применяют после закалки инструментов, цементованных и цианированных изделий и после поверхностной закалки. Цель низкого отпуска — уменьшение остаточных закалочных напряжений; температуру низкого отпуска выбирают такой, чтобы твердость и износостойкость не снизились или слабо снизились. Выдержка при…

Отпуск мартенситностареющих сталей

Мартенситностареющие стали — это безуглеродистые сплавы на базе системы Fe — Ni, легированные дополнительно кобальтом, молибденом, титаном и другими элементами. Типичный пример — сплав железа с 17 — 19% Ni, 7 — 9% Со, 4,5 — 5% Мо и 0,6 — 0,9% Ti (Н18К9М5Т). Сплавы этого типа после воздушной закалки на мартенсит подвергают отпуску при…