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