Ключевые металлургические принципы оптимизации термической обработки стали

Металлургические принципы термической обработки сталей

Термическая обработка сталей проводится для достижения желаемых изменений в металлургической структуре и свойствах стали. В процессе термической обработки сталь претерпевает интенсивные изменения свойств. Обычно очень стабильные структуры стали получаются при нагреве до высокотемпературного аустенитного состояния и последующем медленном охлаждении в условиях, близких к равновесным. Такой тип термической обработки, известный как отжиг или нормализация, дает структуру с низким уровнем остаточных напряжений, запечатленных в стали, и структуру можно предсказать по диаграмме равновесия Fe (железо) – C (углерод). Однако наиболее востребованные свойства стали – высокая прочность и твердость – как правило, сопровождаются высокими остаточными напряжениями. Они возникают из-за метастабильных структур, образующихся при неравновесном охлаждении или закалке из аустенитного состояния.

Кристаллическая структура и фазы

Кристаллическая структура чистого железа в твердом состоянии существует в двух аллотропных модификациях. От комнатной температуры до 910 °C железо имеет кубическую объемно-центрированную (бсс) решетку и называется α-железо. При 910 °C кристаллы α-железа превращаются в кристаллы γ-железа с кубической гранецентрированной (гцц) решеткой. γ-кристаллы сохраняют стабильность до температуры 1400 °C. Выше этой температуры они снова приобретают бсс-решетку, известную как δ-кристаллы. δ-кристаллы отличаются от α-кристаллов только температурным интервалом существования. У железа две решетчные константы: (i) 0,286 нм для бсс-решеток (α-Fe, δ-Fe) и (ii) 0,364 нм для гцц-решеток (γ-Fe). При низких температурах α-Fe проявляет сильные ферромагнитные свойства. Они исчезают при нагреве до ~770 °C, так как решетка теряет ферромагнитный спиновый порядок. Состояние железа выше 770 °C называется β-Fe. Решетка параметрических β-кристаллов идентична решетке α-кристаллов.

При переходе из одной формы в другую железо способно к переохлаждению. Это вызывает разницу в положении точек превращения при нагреве и охлаждении. Разница зависит от скорости охлаждения и называется гистерезисом. Буквы «c» и «r» указывают, вызвано ли превращение нагревом или охлаждением. Кроме того, изменение плотности α-Fe при превращении в γ-Fe приводит к скачкообразному изменению объема материала. Иногда возникают напряжения, превышающие предел упругости, что ведет к разрушению. Плотность γ-Fe примерно на 4% выше, чем α-Fe.

Диаграмма равновесия железо-углерод

Структура сталей, представляющих собой сплавы Fe-C, может содержать либо чистый углерод (графит), либо химическое соединение – цементит (Fe₃C) – в качестве угарнистого компонента. Цементит присутствует даже в относительно медленно охлажденных сталях (для разложения Fe₃C на Fe и C обычно требуется длительная выдержка при высоких температурах). Поэтому диаграмму Fe-C часто рассматривают как диаграмму равновесия Fe-Fe₃C. Диаграмма Fe-C стабильна, а диаграмма Fe-Fe₃C – метастабильна. На рис. 1 приведена диаграмма Fe-C, включающая как стабильную диаграмму Fe-C, так и метастабильную диаграмму Fe-Fe₃C. Пунктирные линии соответствуют стабильной диаграмме Fe-C, а сплошные – метастабильной диаграмме Fe-Fe₃C.

В метастабильной диаграмме Fe-Fe₃C решетки аллотропных модификаций железа (δ, γ, α) служат центрами образования δ-, γ- и α-твердых растворов углерода в железе. При кристаллизации углеродообедненных сталей на ликвидусе AB и солидусе AH выпадают кристаллы δ-твердого раствора с бсс-решеткой. При максимальной температуре 1490 °C δ-твердый раствор содержит 0,1% C (точка H). При 1490 °C происходит перектическая реакция между насыщенным δ-твердым раствором и жидкой фазой, содержащей 0,5% C (точка B). В результате образуется γ-твердый раствор углерода в γ-Fe, содержащий 0,18% C (точка I).

Если содержание углерода выше 0,5%, γ-твердый раствор кристаллизуется непосредственно из расплава (на ликвидусе BC и солидусе IE). При 1130 °C предельная растворимость углерода в γ-Fe близка к 2,0% (точка E). Снижение температуры от 1130 °C ведет к уменьшению растворимости углерода в γ-Fe по линии ES. При 723 °C растворимость углерода составляет 0,8% (точка S). Линия ES соответствует выпадению Fe₃C из γ-твердого раствора.

По мере увеличения углерода температура превращения γ-решетки в α-решетку снижается, и превращение происходит в температурном интервале, соответствующем кривым GS и GP. Кривая выпадения α-фазы GS пересекает кривую выпадения Fe₃C ES. Точка S – эвтектойдная точка с координатами 723 °C и 0,80% C. В этой точке одновременно выпадают насыщенный α-твердый раствор и Fe₃C, образуя эвтектойдный γ-твердый раствор. Решетка α-твердого раствора идентична решетке δ-твердого раствора. При эвтектойдной температуре 723 °C α-твердый раствор содержит 0,02% C (точка P).

Дальнейшее охлаждение приводит к снижению растворимости углерода в α-Fe, и при комнатной температуре она составляет долю процента (точка D). При содержании углерода 2–4,3% кристаллизация начинается с выпадения γ-твердого раствора по линии BC. Увеличение содержания углерода выше 4,3% вызывает выпадение Fe₃C по линии CD. Выпадение избыточной первичной фазы во всех железных сплавах с более чем 2,0% C сопровождается эвтектическим кристаллизацией γ-твердого раствора и Fe₃C в точке C (1130 °C, 4,3% C). Линия Ao связана с магнитным превращением – переходом из ферромагнитного в параметрическое состояние.

В случае стабильной диаграммы Fe-C равновесия, благодаря очень низким скоростям охлаждения, углерод (графит) может кристаллизоваться непосредственно из расплава. В этом случае вместо эвтектики аустенит-цементит образуется эвтектическая смесь аустенита и графита. Пунктирные линии на рис. 1 символизируют систему Fe-графит. Эти линии находятся при более высоких температурах, чем линии системы Fe-Fe₃C, что подтверждает большую стабильность и близость к полному равновесию системы Fe-графит. Это также подтверждается тем, что нагрев высокоуглеродистых сталей с большим количеством Fe₃C приводит к его разложению: Fe₃C = 3Fe + C.

При промежуточных скоростях охлаждения часть стали может кристаллизоваться по графитовой системе, а часть – по цементитной. Линии фазового равновесия в диаграммах обеих систем могут смещаться в зависимости от скорости охлаждения. Явное смещение наблюдается для линий выпадения твердого раствора углерода в γ-Fe (аустените). Поэтому диаграмма полностью верна только для сталей, подвергшихся относительно медленному охлаждению.

Влияние углерода

Максимальная растворимость углерода в α-Fe наблюдается при 721 °C и составляет 0,018% C. При закалке углерод может остаться в α-твердом растворе, но вскоре начинается выпадение фаз по механизму старения. В твердом растворе углерод может образовывать либо (i) однородный раствор – статически равномерное интерстициальное распределение (редкий случай), либо (ii) неоднородный раствор с образованием кластеров в местах нарушения кристаллической решетки (границы зерен, дислокации). Второе состояние наиболее вероятно. Образующиеся кластеры создают препятствие для движения дислокаций при пластической деформации и отвечают за неоднородное развитие деформации в начале текучести.

Для анализа влияния содержания углерода на Fe-C сплавы необходимо рассмотреть каждый структурный компонент. Медленно охлажденные стали состоят из феррита и цементита или феррита и графита.

• Феррит – пластичен. В отожженном состоянии имеет большое удлинение (~40%), мягок (твердость Бринелля 65–130 в зависимости от размера кристаллов), сильно ферромагнитен до 770 °C. При 723 °C в феррите растворяется 0,22% C, но при комнатной температуре в растворе остаются только тысячные доли процента углерода.
• Цементит – ломок, обладает высокой твердостью (Бринелля ~800). Слабо магнетичен до 210 °C, плохой проводник электричества и тепла. Имеет сложную ромбическую решетку. Различают: (i) первичный Fe₃C, кристаллизующийся из расплава по линии CD; (ii) вторичный Fe₃C, выпадающий из γ-твердого раствора по линии ES; (iii) третичный Fe₃C, выпадающий из α-твердого раствора по линии PQ.
• Графит – мягок, плохой проводник электричества, но хорошо проводит тепло. Не плавится даже при 3000–3500 °C. Обладает гексагональной решеткой с отношением осей c/a > 2.
• Аустенит – мягок (но тверже феррита) и вязок. Удлинение 40–50%. Тепло- и электропроводность ниже, чем у феррита, параметричен. Имеет гцц-решетку.

Структура стали с 0–0,02% C состоит из феррита и третичного Fe₃C. Увеличение содержания углерода приводит к появлению нового структурного компонента – эвтектойды феррита и Fe₃C (перлита). Перлит появляется сначала в виде отдельных включений между зернами феррита, а при 0,8% C занимает весь объем. Перлит представляет собой двухфазную смесь, обычно имеющую пластинчатую структуру. При увеличении содержания углерода выше 0,8% вместе с перлитом образуется вторичный Fe₃C в виде игл. Количество Fe₃C растет с увеличением углерода. При 2% C он занимает 18% поля зрения микроскопа. Эвтектическая смесь появляется при содержании углерода выше 2%. В быстро охлажденных сталях не весь избыток фазы (феррит или Fe₃C) успевает выпасть до образования эвтектойды.

Сплавы с 3,6% C содержат ледебурит (эвтектическую смесь твердого раствора C в γ-Fe и Fe₃C). Их правильнее относить к гипоэвтектическим белым чугунам.

Критические (превращающие) температуры

Углерод заметно влияет на превращения железа в твердом состоянии. Положение линий GS и NL на диаграмме Fe-C показывает, что увеличение содержания углерода снижает точку A₃ и повышает точку A₄ относительно их положения на рис. 1. Таким образом, углерод расширяет температурный диапазон δ-фазы.

При образовании эвтектойды (перлита) кривые нагрева и охлаждения показывают остановку. Она обозначается точкой A₁ (Ac₁ при нагреве, Ar₁ при охлаждении). Это явление происходит при 0,9% C (точка S на диаграмме Fe-C). Выпадение феррита в гипоэвтектойдных сталях (при пересечении линии GOS) проявляется на кривых нагрева и охлаждения как точка перегиба, обозначаемая A₃. Эта точка соответствует превращению γ→α в чистом железе. Выпадение Fe₃C (пересечение линии ES), предшествующее эвтектойдному выпадению, видно на кривой охлаждения как слабый перегиб, обозначаемый Acm (Ac,cm при нагреве, Ar,cm при охлаждении). Добавление углерода мало влияет на температуру магнитного превращения (точка A₂). Поэтому линия MO соответствует магнитному превращению в сталях с низким содержанием углерода. В сплавах с большим содержанием углерода это превращение происходит на линии GOS, соответствующей началу выпадения феррита. Если содержание углерода выше, чем в точке S, магнитное превращение совпадает с температурой A₁.

Цементит проходит магнитное превращение. Какое бы ни было содержание углерода, оно происходит при 210–220 °C без выраженной гистерезиса, как и магнитное превращение чистого железа в точке A₂.

Структурные превращения в сталях

Для закалки сталь нагревают до высокой температуры, чтобы перевести всю структуру в аустенитную фазу – однофазную структуру Fe и C, стабильную при высоких температурах. При медленном охлаждении аустенит превращается в перлит – равновесную фазу при комнатной температуре. Перлитная структура – это отожженная структура, относительно мягкая с низкими физическими свойствами. При очень быстром охлаждении образуется твердая и прочная структура – мартенсит, который является метастабильной фазой углерода, растворенного в железе. Эту фазу можно отпустить для получения менее твердой и менее ломкой структуры. Промежуточные скорости охлаждения дают другие структуры, такие как баинит, хотя в значительных количествах он образуется только в легированных сталях. Эвтектойдные углеродистые стали дают преимущественно мартенсит или перлит в зависимости от скорости охлаждения.

Превращение аустенит – перлит

Превращение гцц-решетки аустенита в бсс-решетку феррита затруднено наличием растворенного в аустените углерода. Решетка аустенита имеет достаточно места для размещения атомов углерода в центре ячейки. Бсс-решетка феррита такого места не имеет. Поэтому растворимость углерода резко снижается при переходе из аустенита в феррит. Во время β→α превращения почти весь углерод выпадает из решетки аустенита. Согласно метастабильной диаграмме Fe-Fe₃C, он выпадает в виде цементита. Это превращение можно определить тремя взаимосвязанными путями: (i) превращение γ-Fe решетки в α-Fe решетку, (ii) выпадение углерода как Fe₃C, (iii) коагуляция карбидов.

При температуре точки A₁ превращение по путям (i) и (ii) происходит почти одновременно с образованием пластинчатой смеси феррита и цементита. Атомы растворенного углерода распределены в решетке случайно. Поэтому Fe₃C осаждается в областях, богатых углеродом, а феррит – в областях с малым или нулевым содержанием углерода. Такая перераспределение углерода происходит диффузионно и зависит от температуры и времени.

При медленном охлаждении гипоэвтектойдной стали (<0,8% C) превращение начинается с образования феррита на границе зерна, которая служит центром кристаллизации феррита. Углерод выталкивается внутрь кристаллита. По мере выпадения феррита в центральном объеме достигается концентрация, необходимая для образования феррита. При охлаждении гиперэвтектойдной стали (C > 0,8%) при пересечении линии ES Fe₃C начинает выпадать на границе зерна, которая также служит центром кристаллизации.

Скорость диффузии углерода в решетках γ-Fe и α-Fe быстро падает с понижением температуры, так как коэффициент диффузии зависит от температуры. Подбирая соответствующую скорость охлаждения, переохлаждение можно усилить настолько, что образование перлита становится невозможным.

В низкотемпературном диапазоне механизм превращения и особенности образующейся структуры зависят только от температуры превращения. Учитывая степень переохлаждения, выделяют три температурных диапазона превращения: (i) перлитный, (ii) промежуточный, (iii) мартенситный. Непрерывный переход от одного механизма к другому возможен в этих диапазонах. Процессы превращения сильно зависят от содержания углерода и других элементов в стали. Они могут начинаться более быстрым механизмом и заканчиваться более медленным.

В перлитном диапазоне превращение характеризуется одновременным образованием смеси феррита и карбида. Свободный феррит или карбид могут выпадать на границе аустенитного зерна. Здесь образование и рост обеих фаз контролируются диффузионными процессами. Диффузия железа и других элементов играет значительную роль. Тонкость структуры увеличивается по мере снижения температуры, пока не потребуется больше времени для диффузионной кристаллизации феррита и карбидов.

Перлит – механическая смесь пластин феррита и карбида, образующаяся при превращении в перлитном диапазоне. Скорость образования ядер кристаллизации перлита зависит от перенасыщенности аустенита карбидом, которая растет при понижении температуры, и от скорости диффузии, которая падает с температурой. Рост перлитных колоний зависит преимущественно от скорости диффузии атомов C и Fe. Другие факторы: (i) степень перенасыщенности, (ii) преимущество свободной энергии при образовании феррита. Перлитные колонии растут не только за счет образования новых пластин, но и за счет дальнейшего роста старых пластин во все стороны. Карбидные пластины растут быстрее ферритных.

Процесс образования перлита начинается с формирования ядер феррита. Многократное чередование нуклеации пластин феррита и цементита и ветвление пластин обеих фаз приводит к образованию плоско-параллельных и веерообразных перлитных пластин. Ядра перлита появляются преимущественно в областях решетки с дефектами кристаллической структуры: границами зерен, нерастворимыми карбидами, неметаллическими включениями. Очень важной характеристикой перлита является межпластинный интервал. Прочностные свойства стали улучшаются с уменьшением этого интервала.

Скорость образования центров кристаллизации Fe₃C и феррита в перлитном диапазоне ускоряется при понижении температуры. Межпластинный интервал уменьшается при увеличении тонкости структуры.

Важная характеристика, влияющая на свойства стали – размер перлитной колонии. Уменьшение размера колонии сопровождается ростом ударной вязкости и снижением ломкости. Критическая температура ломкости зависит от морфологии перлита. Таким образом, относительно высокопрочный перлит образуется при разрушении пластин феррита и цементита, образуя высокую плотность дислокаций внутри феррита.

Лучшая прочность на излом перлита достигается сфероидизацией частиц Fe₃C. Сфероидизация может быть облегчена деформацией перлита, последующим нагревом и выдержкой при температуре близкой к Ac₁. Другой метод, дающий высокую прочность и пластичность перлита, заключается в деформации во время перлитного превращения. Это приводит к образованию полигональной структуры и сфероидизации цементита. Предел текучести (ПТ) смеси феррит-перлит зависит от свойств феррита и перлита аддитивным образом.

Превращение аустенита

При превращении аустенита в гипо- и гиперэвтектойдных сталях перлитное превращение предшествует выпадению избыточных фаз – феррита и вторичного цементита. Относительное количество структурно свободной избыточной фазы зависит от степени переохлаждения аустенита. Количество избыточного феррита или Fe₃C уменьшается с увеличением скорости охлаждения. При достаточной степени переохлаждения образование избыточной фазы как самостоятельного структурного компонента можно избежать.

Когда гипоэвтектойдная сталь с небольшим количеством эвтектойдного аустенита охлаждается медленно, эвтектойдный феррит растет на зернах избыточного феррита, а эвтектойдный Fe₃C остается структурно свободными межслойками на границе зерна. В гиперэвтектойдной стали эвтектойда также может подвергаться структурной дегенерации. Цементит, образующийся при эвтектойдном выпадении при очень слабом охлаждении ниже точки A₁ (выше 700 °C), оседает на вторичном цемените. Наблюдаются области структурно свободного феррита. Такое эвтектойдное превращение, сопровождающееся разделением фаз, считается аномальным. При нормальном эвтектойдном превращении феррит и Fe₃C растут вместе в виде колоний с регулярной чередовкой двух фаз. В случае аномального превращения грубая смесь феррита и Fe₃C не имеет характерной эвтектойдной структуры. Механизм может меняться от аномального к нормальному. Следовательно, при быстром охлаждении и соответствующем выраженном переохлаждении аустенита аномальное превращение можно подавить полностью.

В случае избыточного феррита в гипоэвтектойдных сталях феррит встречается в двух формах: (i) компактные равноаксиальные зерна, (ii) ориентированные пластины Видманштеттена. Компактные выпадения гипоэвтектойдного феррита появляются преимущественно на границе аустенитного зерна, тогда как пластины Видманштеттена образуются внутри зерен. Видманштеттеновский феррит наблюдается только в сталях с <0,4% C и довольно крупными зернами аустенита. По мере уменьшения размеров аустенитных зерен доля феррита в виде равноаксиальных зерен растет. Видманштеттеновский феррит образуется в температурном интервале от A₃ (50 °C) до 600–550 °C. С увеличением содержания углерода в стали доля видманштеттеновского феррита в структуре снижается.

Полагают, что видманштеттеновский феррит образуется в результате сдвиговой γ-α перестройки решетки, сопровождающейся упорядоченным взаимосвязанным движением атомов. Равноаксиальные зерна феррита растут за счет нормальной диффузионной перестройки решетки с беспорядочным переходом атомов через границу γ/α.

Один из методов усиления сталей – создание структуры с гипоэвтектойдным ферритом, содержащим дисперсные выпадения карбидов. Для этого сталь нагревают до растворения специальных карбидов в аустените, а затем быстро охлаждают, чтобы предотвратить обычное выпадение карбида непосредственно из аустенита до начала образования гипоэвтектойдного феррита.

Превращение мартенсита

Превращение мартенсита вызвано закалкой (быстрым охлаждением) высокотемпературной фазы. Основные характеристики мартенситного превращения в углеродистых сталях:

• Мартенситное превращение происходит при быстром охлаждении стали из температуры выше A₁, например, в воде. Благодаря быстрому охлаждению диффузионное выпадение аустенита в двухфазную смесь феррит-карбид подавляется. Концентрация углерода в мартенсите соответствует концентрации в аустените. Превращение происходит без диффузии.
• Превращение аустенита в мартенсит начинается от температуры начала мартенситного превращения (Ms). Ms обычно не зависит от скорости охлаждения. Мартенсит образуется в определенном температурном интервале, определяемом содержанием углерода в стали.
• Прекращение охлаждения в интервале Ms-Mf (мартенсит финиш) приостанавливает образование мартенсита. Это отличает мартенситное превращение от перлитного. При перлитном превращении процесс продолжается до конца при постоянной температуре ниже A₁, и конечным результатом при достаточной изотермической выдержке является полное исчезновение аустенита. При мартенситном превращении остается определенное количество остаточного аустенита.
• Мартенситное превращение не имеет инкубационного периода. Определенное количество мартенсита образуется мгновенно ниже температуры Ms.
• При охлаждении ниже Ms количество мартенсита быстро растет за счет быстрого образования новых пластин. Изначально образованные пластины не растут во времени.
• Решетка мартенсита регулярно ориентирована относительно решетки аустенита. Существует определенная ориентационная зависимость между решетками.

Температура Ms характеризует сталь определенного состава, подвергшуюся определенной предварительной обработке. В данной стали мартенситное превращение начинается при одной и той же температуре независимо от скорости охлаждения. Эта температура зависит от состава стали и сильно снижается с увеличением содержания углерода. Часть углерода переходит в карбиды, сосуществующие с аустенитом. Карбиды растворяются в аустените, если повысить температуру закалки. Поэтому концентрация углерода в аустените возрастает, а точка Ms понижается.

Образование мартенсита рассматривается как сдвиговый механизм перестройки аустенитной решетки. Сдвиговый механизм фазового превращения характеризуется упорядоченным взаимосвязанным движением атомов на расстояния, меньшие межатомного расстояния, при этом атомы не меняются местами. Атом в исходной фазе сохраняет своих соседей в мартенситной фазе. Это главная особенность сдвиговой перестройки решетки.

Эта природа перестройки обеспечивает когерентность границы между старой и новой фазами. Когерентность (упругая сопряженность) решеток на границе мартенсит-исходная фаза обеспечивает очень быстрое движение границы к матрице даже при низких температурах. Атомы движутся кооперативно на расстояния, меньшие межатомного расстояния, что приводит к росту мартенситного кристалла.

С ростом мартенситного кристалла на когерентной границе накапливается упругая деформация. При достижении ПТ когерентность нарушается. Атомы تصبح беспорядоченными на границе между мартенситным кристаллом и исходной матрицей. Сдвиговое движение границы становится невозможным. Следовательно, рост кристалла сдвиговым механизмом прекращается, и далее кристалл может расти только за счет диффузии. Но мартенситное превращение происходит при низких температурах, где скорость диффузии очень мала. Поэтому после нарушения когерентности рост мартенситного кристалла практически не наблюдается.

Полиморфное превращение твердых растворов сдвиговым механизмом характеризуется отсутствием диффузионной перераспределения компонентов. Условия, необходимые для сдвигового механизма превращения высокотемпературной фазы в низкотемпературную: мартенситное превращение невозможно при малом переохлаждении. Это связано с тем, что при беспорядочной перестройке решетки упругая деформация определяется только изменением объема, тогда как при мартенситном превращении она дополнительно зависит от когерентности решеток исходного и мартенситного кристаллов. По мере увеличения степени переохлаждения скорость беспорядочной перестройки решетки растет, достигает максимума, а затем падает. Чтобы получить сдвиговый механизм полиморфного превращения в железе, сталь нужно сильно перегреть в γ-области, а затем очень быстро охладить, чтобы подавить развитие нормального превращения.

При образовании мартенсита происходит перестройка гцц-решетки аустенита в бсс-тетрагональную решетку мартенсита, похожую на бсс-решетку α-Fe. Решетка аустенита превращается в решетку мартенсита через деформацию Бейна, состоящую в сжатии тетрагональной ячейки аустенита по оси c и одновременном увеличении размеров по оси a. Степень тетрагонального искажения мартенситной решетки c/a растет прямо пропорционально концентрации углерода в мартенсите. Мартенситная решетка сохраняет тетрагональность при комнатной температуре. Ориентационная зависимость исходной и мартенситной фаз установлена.

Существует много гипотез о природе нуклеации мартенсита. Многие из них отстаивают гетерогенную нуклеацию в специальных дефектных местах исходной матрицы.

Мартенсит делится на два основных типа по морфологии: пластинчатый (игольчатый) и массивный (петлястый). Они отличаются формой, взаимным расположением кристаллов, подструктурой и привычной плоскостью. Пластинчатый мартенсит чаще встречается в высокоуглеродистых сталях. Кристаллы имеют форму тонких линзовидных пластин. Первые появляющиеся пластины проходят через весь объем, деля его на отдельные части. Но они не могут пересечь границу зерна матрицы. Поэтому размер пластины ограничен размером аустенитного зерна. Новые мартенситные пластины образуются в участках аустенита. Здесь размер пластины ограничен размером участка. Если аустенитное зерно мало, мартенситные пластины настолько тонки, что игольчатая структура мартенсита не видна в микропрепаратах. Такой мартенсит называют бесструктурным, и он наиболее желателен.

Массивный (петлястый) мартенсит наблюдается в низко- и среднеуглеродистых сталях. Кристаллы этого типа имеют форму взаимосвязанных пластин примерно одной ориентации. Пластины разделены низкоугольными границами.

Превращение баинита

Превращение баинита промежуточно между перлитным и мартенситным. Кинетика превращения баинита и образующаяся структура проявляют признаки и диффузионного перлитного, и бездиффузионного мартенситного превращений. В результате образуется смесь феррита и карбида, называемая баинитом. Механизм превращения баинита включает γ-α перестройку решетки, перераспределение углерода и выпадение карбида.

Близость баинитного превращения к перлитному и мартенситному объясняется так. Диффузионное движение атомов основного компонента (Fe) почти полностью подавлено в диапазоне баинитного превращения. Тогда γ-α образование феррита затруднено из-за подавления перлитного выпадения. Однако диффузия углерода довольно активна и вызывает выпадение карбидов. В промежуточном температурном диапазоне кристаллы γ-фазы образуются через когерентный рост, как мартенситные пластины. Но α-фазные пластины образуются медленно, а не мгновенно.

Это связано с тем, что в промежуточном температурном диапазоне α-фаза может выпадать только из обедненного углеродом γ-фазы. Таким образом, скорость роста кристаллов α-фазы зависит от скорости диффузионного удаления углерода. В этом случае точка Ms в аустените повышается, и γ-α мартенситное превращение происходит при температурах выше типичной Ms для стали данного состава.

В момент мартенситного превращения концентрация углерода остается неизменной. Меняется только кристаллическая решетка, образуется перенасыщенный α-твердый раствор. Карбид выпадает после γ-α превращения.

Существует разница между верхним и нижним баинитом, образующимися в верхней и нижней частях промежуточного температурного диапазона. Условная граница между ними близка к 350 °C. Верхний баинит имеет перьеобразную структуру, нижний – игольчатую морфологию, близкую к мартенситу. Разница в структурах обусловлена разницей подвижности углерода в верхней и нижней частях баинитного температурного диапазона.

Подструктура α-фазы верхнего баинита напоминает подструктуру массивного мартенсита в низкоуглеродистых сталях, а структура α-фазы нижнего баинита приближается к структуре мартенсита в высокоуглеродистых сталях. В верхнем баините карбидные частицы могут выпадать как на границах петль, так и внутри них. Это указывает на то, что здесь карбиды выпадают непосредственно из аустенита. В нижнем баините карбид находится внутри α-фазы, так как он образуется при выпадении перенасыщенного твердого раствора углерода в α-фазе. И верхний, и нижний баинит показывают высокую плотность дислокаций внутри α-фазы. Карбидная фаза в верхнем баините – Fe₃C, в нижнем – эпсилон-карбид (Fe₂C). С увеличением времени выдержки Fe₂C превращается в цементит. Размеры аустенитного зерна не влияют на кинетику мартенситного превращения.

Отпуск

Процессы, происходящие при отпуске – это выпадение и рекристаллизация мартенсита. Закаленная сталь имеет метастабильную структуру. При нагреве структура приближается к равновесию. Характер процессов при отпуске определяется тремя главными особенностями закаленной стали: (i) сильной перенасыщенностью мартенситного твердого раствора, (ii) высокой плотностью дефектов кристаллической решетки (дислокации, низко- и высокоугольные границы, двойниковые межслои и т.д.), (iii) наличием остаточного аустенита.

Главный процесс при отпуске стали – выпадение мартенсита с образованием карбидов. В зависимости от температуры и длительности отпуска выпадение мартенсита может включать три стадии: (i) предвыпадение, (ii) выпадение промежуточных метастабильных карбидов, (iii) выпадение и коагуляция цементита. Остаточный аустенит может выпадать одновременно. Поскольку в мартенсите высокая плотность дислокаций, его подструктура похожа на подструктуру закаченной стали. Поэтому при отпуске могут развиваться полигонизация и рекристаллизация.

При отпуске углеродистой стали перенасыщенность γ-твердого раствора в аустените растет с увеличением содержания углерода. Это приводит к снижению Ms-температуры и переходу от массивного мартенсита к пластинчатому. Количество остаточного аустенита также увеличивается.

Сегрегация углерода представляет первые структурные изменения при отпуске углеродистой стали. Сегрегированный углерод может нуклеироваться гетерогенно на дефектах решетки или однородно в матрице. Гетерогенная нуклеация сегрегированного углерода происходит либо при закалке, либо сразу после нее.

Плоские однородные кластеры атомов углерода, не связанные с дефектами решетки, образуются при температурах отпуска ниже 100 °C. Это обусловлено значительными смещениями атомов железа и появлением упругих искажений. С повышением температуры отпуска кластеры становятся больше, их состав приближается к Fe₄C. Этот процесс зависит от диффузии углерода. Метастабильный Fe₂C образуется выше 100 °C. Он имеет гексагональную решетку и появляется непосредственно из кластеров углерода при повышении его концентрации. Метастабильный Fe₂C может также выпадать непосредственно из α-твердого раствора. Fe₂C выпадает в виде очень тонких (10–100 нм) пластин или стержней при низких температурах. С повышением температуры или времени отпуска частицы Fe₂C грубеют и выпадают в сталях с минимум 0,2% C. В сталях с высокой Ms-температурой частичное выпадение мартенсита сопровождается осаждением избыточного карбида и происходит при закалочном охлаждении в мартенситном диапазоне. Следовательно, самоотпуск этих сталей происходит при их закалке.

Цементит образуется при температуре выше 250 °C. Известны два механизма нуклеации Fe₃C: (i) выпадение непосредственно из перенасыщенного α-твердого раствора и рост частиц Fe₃C за счет растворения менее стабильных карбидов, (ii) появление Fe₃C в результате превращения решетки промежуточного карбида в решетку Fe₃C.

На финальной стадии образования карбидов при отпуске происходят коагуляция и сфероидизация карбида. Они интенсивно идут начиная с 350–400 °C. При температурах выше 600 °C все частицы Fe₃C имеют сферическую форму и подвергаются только коагуляции.

Существенная часть процесса отпуска посвящена выпадению остаточного аустенита с осаждением карбидов. Выпадение происходит в температурном диапазоне 200–300 °C. При отпуске остаточный аустенит превращается в нижний баинит.

Снижение концентрации углерода в α-фазе при образовании карбидов приводит к изменениям фазовой структуры. Выпадение мартенсита условно делят на две стадии. Первая стадия достигается ниже 150 °C, когда подвижность атомов углерода достаточно для образования карбидных пластин, но недостаточна для их роста за счет диффузии углерода из областей невыпавшего мартенсита с высокой концентрацией углерода. Это приводит к неравномерному содержанию углерода в разных областях мартенсита и, следовательно, к неоднородности мартенсита по тетрагональности. В областях с выпавшим карбидом тетрагональность ниже, чем в невыпавших. Сосуществуют два твердых раствора с разной концентрацией углерода. Поэтому выпадение называют двухфазным. Двухфазное выпадение мартенсита обусловлено осаждением новых карбидных частиц в областях, содержащих мартенсит с исходной концентрацией углерода. Карбидные частицы на этой стадии не растут.

На второй стадии выпадения мартенсита (150–300 °C) α-твердый раствор обедняется углеродом за счет диффузионного роста карбидных частиц, но процесс идет очень медленно. Поэтому кинетика выпадения определяется быстрым обеднением твердого раствора углеродом. Впоследствии обеднение твердого раствора углеродом прекращается. При 300 °C в α-твердом растворе остается около 0,1% C. Выше этой температуры разница между решеткой α-твердого раствора и α-Fe не обнаруживается. Ниже 300 °C степень тетрагональности все еще измерима. Выше 400 °C α-твердый раствор полностью освобождается от избыточного углерода, и превращение мартенсита в феррит завершается.

Пластины (иглы) закалочного мартенсита имеют высокую плотность дислокаций, сравнимую с плотностью деформированной стали. Однако центры рекристаллизации и их переход в рекристаллизованные зерна не наблюдаются. Это связано с тем, что карбидные частицы зажимают дислокации и высокоугольные границы. Только выше 600 °C, когда плотность частиц снижается за счет коагуляции, происходит рекристаллизационный рост зерен за счет миграции высокоугольных границ. При этом морфологические структуры петлястого мартенсита исчезают. Эти процессы затруднены в высокоуглеродистых сталях по сравнению с низкоуглеродистыми, так как плотность карбидов в высокоуглеродистых сталях выше. Игольчатая структура сохраняется до температуры отпуска около 650 °C.

Структурные изменения при отпуске вызывают изменение свойств стали. Эти изменения зависят от температуры и времени отпуска. Твердость снижается с повышением температуры отпуска.

Кинетика превращения аустенита

Изотермические диаграммы превращения

Для понимания кинетики превращения аустенита важно следить за процессом при постоянной температуре. Для этого обычно строят изотермические диаграммы превращения (ИДП), иллюстрирующие изотермический процесс выпадения аустенита. На ИДП (рис. 2) время превращения по оси X показано в логарифмическом масштабе, а температура – по оси Y. Из этой диаграммы можно определить инкубационный период (левая кривая) и время, необходимое для завершения процесса (правая кривая). Момент прохождения сталью точек A₃ и A₁ при закалке обычно принимают за нулевую точку отсчета времени.

Время, необходимое для достижения температуры закалочной среды, часто пренебрегают. Начало и конец превращения трудно определить по поведению кривой превращения на начальном и конечном участках. Поэтому линии ИДП обычно соответствуют определенному конечному объему, прошедшему превращение, например, 2% и 98% для начала и конца превращения соответственно. Значение объема обычно не показывают на ИДП.

Помимо указанных кривых, ИДП часто содержит промежуточные кривые, соответствующие определенным значениям превращенного объема, например, 20%, 50%, 80%. Снижение скорости превращения вызывает смещение кривых начала и конца превращения вправо, то есть в сторону большей продолжительности. Это явление видно, если температура нагрева закалки увеличивается вследствие уменьшения количества включений и роста аустенитных зерен. Увеличение скорости превращения смещает кривые влево. Это может объясняться: (i) снижением температуры нагрева закалки, (ii) наличием карбидов или включений, (iii) измельчением аустенитного зерна. Для данного образца стали температура, соответствующая максимальной скорости превращения (нос сигмоидной кривой), как правило, не меняется существенно.

Диаграммы превращения при непрерывном охлаждении

Диаграммы превращения при непрерывном охлаждении (ДПНО) рассматривают кинетику превращения эвтектойдной стали. Главное превращение при отжигочном охлаждении стали – эвтектойдное выпадение аустенита в смесь феррита и карбида. Кинетика эвтектойдного превращения задается ИДП аустенита при температуре 727 °C. Структура, полученная после отпуска ниже 300 °C, называется отпущенным мартенситом. Игольчатая структура видна после отпуска при 300–450 °C. Отпуск в интервале 450–600 °C дает выраженную точечную структуру. Аустенит находится в термодинамически стабильном равновесии со смесью феррит-Fe₃C. Стабильность переохлажденного аустенита определяется периодом времени, в течение которого продукты выпадения не могут быть зафиксированы обычными методами. Степень переохлаждения аустенита – главный фактор, определяющий микроструктуру стали. Необходимая степень переохлаждения обеспечивается либо непрерывным охлаждением, либо изотермической обработкой.

Как показано ранее, в гипоэвтектойдных сталях образованию перлита предшествует выпадение гипоэвтектойдного феррита. С понижением температуры превращения и увеличением степени переохлаждения выпадение гипоэвтектойдного феррита подавляется. Количество перлита увеличивается, а содержание углерода становится меньше, чем в перлите эвтектойдной стали. В области максимальной скорости превращения две кривые сходятся. Таким образом, в стали с 0,4% C образуется чисто перлитная структура. В сталях с более высоким содержанием углерода выпадение феррита нельзя подавить даже при снижении содержания углерода. Выпадение феррита предшествует образованию перлита даже при максимальной скорости превращения, но количество феррита меньше, чем при меньшем переохлаждении.

Эти положения верны и для выпадения цементита в гиперэвтектойдных сталях, но его можно подавить даже при относительно небольшом переохлаждении. В этом случае содержание углерода в перлите становится выше, чем в эвтектойдной стали. В результате подавления выпадения гипоэвтектойдного феррита при непрерывном охлаждении из области γ-твердого раствора точка Ar₃ понижается гораздо быстрее точки Ar₁ при увеличении скорости охлаждения. При определенной скорости охлаждения обе точки сливаются в одну, что соответствует образованию тонкопластинчатой перлитной структуры без феррита.

При непрерывном охлаждении процесс превращения также можно представить диаграммой в координатах температура-время. Поэтому поведение кривых охлаждения нужно анализировать для определения характеристик процессов превращения. На этой диаграмме линии начала феррита и перлита сдвинуты в сторону больших времен по сравнению с ИДП. Это связано с увеличением температурного интервала, необходимого для подготовки процессов превращения в аустенитной решетке. В результате только часть инкубационного периода, необходимого для начала ИП, эффективна. В этом случае инкубационный период является средним из эффективных длин времени, соответствующих разным периодам в заданном диапазоне. Это положение можно использовать для расчета поведения линии начала превращения в перлитном диапазоне из ИДП. Обратный расчет также возможен.

Аналогично перлитному диапазону, в баинитном температурном диапазоне выпадение переохлажденного аустенита начинается после определенного инкубационного периода. Сходство кинетики баинитного и перлитного превращений состоит не только в наличии инкубационного периода, но и в характере увеличения объема при изотермической выдержке: доля превращенного объема аустенита сначала растет с ускорением, затем с заторможением. При этом, как и при мартенситном превращении, остаточный аустенит не исчезает полностью во время баинитного превращения. Каждая точка кривой окончания баинита соответствует определенному количеству остаточного аустенита. Как и перлитное превращение, баинитное может происходить как при изотермической выдержке, так и при непрерывном охлаждении. Аустенит, не превратившийся в баинитном диапазоне, частично превращается в мартенсит при охлаждении стали до комнатной температуры. Поскольку аустенит после баинитного превращения неоднороден по содержанию углерода, мартенсит образуется преимущественно в областях, обогащенных углеродом.

Для высоколегированных сталей ИП-кривые могут быть разделены температурным интервалом, в котором переохлажденный аустенит высокостабилен. В этом интервале перлитное выпадение не происходит многие часы, а переохлаждение недостаточно для баинитного превращения. В углеродистых сталях баинитное превращение протекает одновременно с перлитным. Продукты перлитного превращения доминируют при более высоких температурах, а продукты баинитного – при более низких.

При превращениях аустенита при охлаждении в мартенситном диапазоне мартенситный компонент в структуре стали появляется, когда скорость охлаждения достигает определенного значения. Минимальная скорость охлаждения, при которой образуется мартенситный компонент, называется нижней критической скоростью охлаждения. Скорость, при которой превращения перлитным и баинитным механизмами подавляются полностью, называется верхней критической скоростью охлаждения (закалкой). Если условия аустенитизации (температура и время выдержки) и условия охлаждения (скорость превышает верхнюю критическую) постоянны, положение точки Ms зависит только от содержания углерода и легирующих элементов в стали.

Если скорость охлаждения высока, скорость образования отдельных игл мартенсита также высока, и превращение аустенита в мартенсит начинается при достижении Ms-температуры. Оно продолжается при дальнейшем охлаждении до более низких температур. По мере понижения температуры закалочной среды количество образованного мартенсита сначала быстро растет, затем медленно. С повышением температуры нагрева закалки (температуры аустенитизации) превращение также смещается к более низким температурам, так как в раствор переходит больше легирующих элементов. Определенное количество мартенсита может образовываться при изотермической выдержке, но в углеродистых сталях оно невелико. Остаточный аустенит стабилизируется при изотермической выдержке. В результате при последующем охлаждении образуется больше мартенсита. Образование мартенсита прекращается в точке Mf. Существует взаимосвязь между факторами, влияющими на стабилизацию мартенсита. Эффект стабилизации растет с количеством мартенсита в структуре или, при равном количестве мартенсита, с температурой.

Существует тесная связь между ДПНО и ИДП. При решении практических вопросов термической обработки стали иногда нужно знать, как скорость непрерывного охлаждения влияет на структуру, образующуюся в результате превращения аустенита. Для этого предпринимались попытки установить связь между кинетикой превращения аустенита при изотермических условиях и при непрерывном охлаждении. Попытки начинались с понятия аддитивности процессов превращения при разных температурах. Предполагалось, что выдержка переохлажденного аустенита при заданной температуре составляет часть инкубационного периода. Однако выяснилось, что расчетные и экспериментальные данные удовлетворительно совпадают только если перлитное превращение непрерывно.

Если перлитное превращение предшествует выпадению эвтектойдного перлита или перлитное и баинитное превращения происходят одновременно, расчетные данные расходятся с экспериментальными. Выяснилось, что расхождение обусловлено факторами: (i) выдержка аустенита в течение времени, учитывающего доли инкубационного периода, ускоряет последующее промежуточное превращение за счет подготовительных процессов, (ii) выпадение гипоэвтектойдного феррита меняет состав аустенита, задерживая последующее промежуточное превращение, (iii) частичное превращение аустенита в промежуточном диапазоне снижает скорость этого превращения при более низких температурах и способствует увеличению остаточного аустенита за счет перераспределения углерода и обогащения не превратившейся части аустенита углеродом, (iv) изменение скорости охлаждения в мартенситном диапазоне по-разному влияет на стабилизацию аустенита.

По этим причинам для неэвтектойдных сталей разработаны специальные методы построения термокинетических диаграмм превращения аустенита при непрерывном охлаждении. Из этих диаграмм можно определить критическую скорость закалочного охлаждения или непрерывного охлаждения, необходимую для завершения определенной стадии выпадения аустенита.

Установлено, что ДПНО является функцией диаметра проката. При мартенситной закалке сталь должна охлаждаться от температуры закалки так, чтобы при переохлаждении до температуры ниже Ms аустенит не успел выпасть и образовать феррито-карбидную смесь. Для этого скорость охлаждения должна быть больше критического значения. Критическая скорость охлаждения – минимальная скорость, при которой аустенит не выпадает в феррито-карбидную смесь. Конечно, скорость охлаждения стальных изделий неравномерна по сечению. Она может быть выше критической на поверхности и ниже – в центре.

Критическая скорость охлаждения в разных точках изделия можно определить непосредственно из ИДП. В первом приближении она задается наклоном касательной к С-кривой, обозначающей начало выпадения аустенита. Этот метод дает значение примерно в 1,5 раза выше истинной критической скорости. Скорость охлаждения можно определить точнее, если использовать термокинетические диаграммы. Пересечения кривых охлаждения с линиями термокинетических диаграмм показывают температуры начала и окончания соответствующего превращения.

Из диаграммы превращения можно определить, например, скорость, обеспечивающую 40% мартенсита в структуре, или скорости, при которых все превращение происходит в перлитном диапазоне, то есть закалка вообще не происходит. Поскольку данные о критической скорости закалки зависят от времени охлаждения и должны быть привязаны к конкретной температуре (при которой прямые замеры скорости закалки практически невозможны), правильно указывать время охлаждения для определенного температурного интервала, например, от точки A₃ до 500 °C. Точка A₃ на диаграмме – временной отсчет. Тогда можно непосредственно определить критическое время охлаждения K (Km для полностью мартенситной закалки, Kf для первого появления феррита, Kp для полного превращения в перлитном диапазоне).

Поскольку время охлаждения и дальнейшее охлаждение пробы при закалке торцов известны, результат закалки можно определить из диаграммы превращения. Следует помнить, что диаграмма превращения верна только для конкретных условий плавки и гомогенизации. Отклонения в составе или размерах зерен вызывают изменения в ходе термодинамических кривых. Это объясняется тем, что повышение температуры и времени гомогенизации, а значит, увеличение зерен повышает стабильность аустенита. И наоборот, измельчение зерен снижает критическую скорость охлаждения, так как стабильность аустенита падает с увеличением площади границ зерен.

Прокаливаемость

Глубина закаленного слоя называется прокаливаемостью. Это одна из важнейших характеристик стали. Поскольку скорость охлаждения неравномерна по сечению пробы, аустенит может превратиться в мартенсит только в поверхностных слоях, а в центре пробы аустенит проходит перлитное превращение. Во-первых, прокаливаемость зависит от критической скорости охлаждения. Анализ температурных кривых, построенных для разных зон пробы, показывает, что скорость охлаждения ядра крупногабаритного изделия ниже критического значения, поэтому ядро не закаляется мартенситно. Мартенсит присутствует только в поверхностном слое.

После закалочной обработки массивная деталь с большим сечением может демонстрировать весь спектр структур: плавный переход от мартенсита у поверхности через троостит-мартенсит и троостит к перлите в центре. Геометрия проб может влиять на характер кривых охлаждения. Однако при одинаковом отношении поверхности к объему кривые в целом совпадают. Наибольшие изменения скорости охлаждения испытывает диаметр проб.

Исходя из вышесказанного, для достижения сквозной закалки массивных изделий или полной мартенситной закалки до центра изделия необходимо обеспечить критическую скорость закалки по всему сечению. ИДП и ДПНО можно использовать для определения этой скорости. Диаграммы обычно строят для разных марок стали с учетом хода охлаждения в разных сечениях и в разных закалочных средах.

Прокаливаемость сталей зависит от химического состава, в частности от содержания углерода. На диаграммах прокаливаемости прокаливаемость каждой марки стали обычно представлена в виде полосы прокаливаемости. Такие диаграммы построены почти для всех существующих марок стали. Они показывают, как достичь закалки изделия из определенной стали.

Прокаливаемость стали также категоризируется по ИП-кривым. Чем сильнее кривая сдвинута вправо по оси X, тем выше прокаливаемость стали. Это объясняется тем, что сдвиг ИП-кривой вправо обусловлен лучшей стабильностью аустенита.

Повышение стабильности переохлажденного аустенита и, следовательно, увеличение критической скорости закалки ведут к большей глубине закалки. Тогда прокаливаемость зависит от всех факторов, повышающих стабильность переохлажденного аустенита. Например, стабильность аустенита можно повысить легированием стали хромом и вольфрамом. Эти элементы снижают скорость выпадения аустенита и могут сделать сталь само-закаливающейся на воздухе. Сталь с нормальным содержанием примесей закаливается до прочности в десять раз выше, чем чистый Fe-C сплав.

Повышение температуры закалки способствует увеличению глубины закалки за счет гомогенизации аустенита и увеличения аустенитных зерен. Измельчение зерен ухудшает прокаливаемость, так как границы зерен влияют на стабильность аустенита. Глубина закалки также зависит от закалочной среды. Чем интенсивнее охлаждение, тем больше глубина закалки. Кроме того, глубина закалки зависит от поперечного сечения изделий. Критический диаметр – это наибольший сечение, поддающееся сквозной закалке в данной закалочной среде. Критический диаметр разный для разных закалочных сред и характеризует прокаливаемость, обеспечиваемую только этим методом.

Прокаливаемость влияет на механические свойства стали. При сквозной закалке свойства не отличаются по сечению изделия. Иначе они снижаются от поверхности к центру. Анализ влияния прокаливаемости на свойства сталей, отпущенных после закалки, показывает, что высокая температура способствует выравниванию твердости по сечению. Однако структура слабопрокаливаемых сталей остается негомогенной. Это связано с тем, что на поверхности, где при закалке образуется мартенсит, появляется зернистая структура, а в центре остается пластинчатая. Зернистая структура присутствует по всему сечению сквозно-закаливаемой стали. Это определяет характер изменений свойств сталей с разной прокаливаемостью. Свойства, не зависящие от формы Fe₃C (ПТ, относительное удлинение, ударная вязкость), различаются.

Свойства отпущенных сталей (прочность на разрыв, ПТ, ударная вязкость, относительное сужение) ухудшаются, если при закалке выпадает феррит. Механические свойства изделия зависят от его поперечного сечения. Для получения лучших механических свойств в отпущенном состоянии необходимо обеспечить зернистую структуру по всему сечению; то есть в закаленном состоянии должна быть обеспечена сквозная прокаливаемость.

Размер зерна

При анализе любых процессов или свойств, связанных с границами зерен, необходимо знать структуру материала. Большинство стальных материалов имеют поликристаллическую структуру и состоят из множества зерен, разделенных границами. Граница зерна – один из основных структурных элементов в поликристаллических сталях. Граница зерна представляет собой раздел между двумя по-разному ориентированными кристаллами. Это область кристаллической несовершенности. Она способна к движению и адсорбции примесей. Граница имеет высокую диффузионную проницаемость.

В поликристаллических сталях границы зерен определяют кинетику многих процессов. Например, движение границ зерен управляет процессом рекристаллизации. Высокая диффузионная проницаемость границ зерен определяет кинетику диффузионно-зависимых процессов при умеренных температурах. Ломкость стального материала связана с обогащением границ зерен примесями.

Границы зерен обычно делят на две большие группы: (i) низкоугольные границы, (ii) высокоугольные границы. Низкоугольные границы – подграницы зерен с углом менее 10°. Они представляют собой сети или стены дислокаций. Структура высокоугольных границ намного сложнее. Прогресс в понимании структуры границ зерен связан с разработкой моделей, описывающих наблюдаемые микроскопические свойства границ.

Определение размера зерна

Размер зерна, образующегося при данной обработке, определяется по микропрепаратам после их атаки. Для углеродистых и легированных сталей реагентом служит 1–5 мл HNO₃ + 100 мл этилового или метилового спирта. Аустенитную сталь атакуют в медино-сульфатно-хлоридном растворе: 10 г сульфата меди, 50 мл соляной кислоты, 50 мл воды. При атаке углеродистых и слаболегированных сталей реактив затемняет перлит и делает видимыми границы ферритных зерен, мартенситную структуру и продукты отпуска. Скорость атаки растет с количеством азотной кислоты. Время атаки – от нескольких секунд до минуты. Атака аустенитной стали раскрывает аустенитную структуру и границы аустенитных зерен.

Для установления границ аустенитных зерен также используют цементацию. В этом случае пробы нагревают до 930 °C в цементирующей среде (например, смесь 40% BaCO₃ и 60% угля), охлаждают и атакуют.

Кроме того, применяют метод оксидного окрашивания: микропрепараты нагревают в вакууме до температуры на 20–30 °C выше закалочной и выдерживают 3 часа. Затем в печь подают воздух на 30–60 секунд и охлаждают пробы в воде. Перед закалкой желательно нагреть пробы в расплаве боракса при 930–950 °C в течение 30–40 секунд и охладить в воде. После этих обработок микропрепараты шлифуют и атакуют в 15% растворе соляной кислоты в этиловом спирте. Границы зерен видны как оксидная сеть.

Также используют метод атаки границ аустенитных зерен, метод ферритной сети (для сталей с содержанием C до 0,6%) или Fe₃C (для гиперэвтектойдных сталей), и метод перлитной сети для сталей, близких по составу к эвтектойдным.

Размер зерна определяют путем сравнения наблюдаемой микроструктуры при 100-кратном увеличении с эталонными шкалами (шкалы составлены так, что при 100-кратном увеличении число зерен N соответствует формуле n = 8 × 2ⁿ, где n – число зерен на 1 мм² площади микропрепарата) или путем подсчета числа зерен на единицу площади микропрепарата, или вычислением среднего номинального диаметра зерен или их числа в кубическом миллиметре.

Структура границ аустенитных зерен, образующаяся при нагреве выше критических точек, важна, так как продукты аустенитного превращения, формирующиеся при охлаждении (мартенсит, перлит и др.), появляются внутри аустенитных кристаллов. Крупное аустенитное зерно определяет грубую пластинчатую структуру мартенсита при закалке или грубую ячеистую сеть выпадений феррита (цементита) на границах исходных аустенитных зерен при отжиге или нормализации. Перлитная структура также крупнее и перлитное зерно больше.

Известно, что крупнозернистая структура стали (феррит-перлит, мартенсит и др.) характеризуется более низкими механическими свойствами. Поэтому в практике желательна мелкозернистая структура стали.

Измельчение размера зерна

Крупнозернистую структуру можно измельчить, что широко применяется в термической обработке стали. Измельчение зерна, происходящее при нагреве сталей выше температуры Ac₃, связано с переходом в аустенитное состояние через нуклеацию множества центров аустенитной фазы. Развитие этих центров приводит к образованию относительно мелкозернистой структуры. Выше Ac₃ поперечный размер зерна составляет 10–30 мкм. Изначально размер зерна не зависит от зерна исходной структуры. Он может быть очень мелким независимо от того, была исходная структура тонкой или крупной. Мелкозернистая структура восстановленного аустенита обеспечивает мелкозернистую структуру охлажденной стали независимо от структурных компонентов (перлит, баинит, мартенсит), которые образуются. Это связано с тем, что все продукты превращения нуклеируются внутри каждого отдельного зерна аустенита.

Избыточные фазы (феррит в гипоэвтектойдной стали и Fe₃C в гиперэвтектойдной) выпадают на границах мелких аустенитных зерен, а перлитное превращение сопровождается появлением более мелких перлитных колоний. Мелкие аустенитные зерна определяют образование мелкоигольчатого мартенсита. Это подliesет эффекту измельчения зерна, связанному с нагревом выше Ac₃. Нагрев стали выше Ac₃ при полном отжиге, нормализации или закалке сопровождается рекристаллизацией. При исходной крупнозернистой структуре рекристаллизация приводит к измельчению зерен при температуре нагрева, соответствующей Ac₃.

Если температура нагрева значительно выше Ac₃, зерно снова увеличивается, и ожидаемая коррекция структуры при γ-α превращении не происходит. Измельчение кристаллитов особенно ярко проявляется, когда переход в аустенитное состояние начинается во множестве центров внутри исходной структуры. Образующиеся центры должны иметь случайную ориентацию, не связанную с ориентацией α-фазы в исходной структуре. Обычно таких центров достаточно много, чтобы размер зерна не превышал 15–30 мкм. При перлитном выпадении аустенита разрушение аустенитного зерна на перлитные колонии, каждую из которых можно считать независимым зерном, также представляет собой измельчение стали.

Механизмы укрепления стали

В стали выделяют четыре механизма укрепления: (i) укрепление твердым раствором, (ii) измельчение размера зерна, (iii) дисперсное укрепление, (iv) деформационное упрочнение.

Укрепление твердым раствором – явление, возникающее, когда число атомов примесей в решетке основного элемента настолько мало, что они не способны образовывать ни стабильные, ни метастабильные выпадающие фазы при любых условиях термической обработки. Однако атомы примесей способствуют улучшению механических свойств. Наличие атомов примесей в матричной решетке приводит к искажению решетки из-за разницы атомных радиусов примеси и основного компонента. Это ведет к появлению полей упругих деформаций, задерживающих движение дислокаций в скользящих плоскостях под действием приложенных напряжений. Кроме того, атомы примесей могут препятствовать движению дислокаций, образуя атмосферы примесей вокруг них. Оба фактора играют ведущую роль в укреплении твердым раствором.

Углерод, статистически равномерно распределенный в решетке α-ज железа, влияет на структуру и свойства α-железа. Растворимость C в α-железе намного ниже, чем в γ-железе. Он образует интерстициальные твердые растворы с обоими типами железа. Однако, в то время как гцц-решетка γ-железа имеет достаточно большие поры для внедрения атомов C, кубическая решетка α-железа страдает. При внедрении атомов C происходит тетрагональное искажение, похожее на искажение мартенситной решетки, за исключением того, что в первом случае искажение намного меньше. Кроме того, внедрение атомов C вызывает некоторое расширение всей решетки α-железа. Следовательно, C влияет на свойства α-фазы. Фактически существует зависимость ПТ от концентрации C в α-твердом растворе. Влияние C на сопротивление пластической деформации α-фазы обусловлено его сильным взаимодействием с дислокациями, а также зажимом дислокаций и упругими деформациями, возникающими в результате тетрагонального искажения решетки α-фазы после внедрения атомов C.

Наличие C в решетках разных структурных компонентов, образующихся при термической обработке стали, также приводит к изменению их механических свойств. Например, размещение внедренных атомов C преимущественно в одной из подрешеток интерстициальных мест при образовании мартенсита вызывает дополнительные тетрагональные искажения кристаллической решетки мартенсита. Это повышает сопротивление пластической деформации за счет взаимодействия полей напряжений вокруг атомов C и полей при дислокациях. Влияние растворенного в α-фазе углерода на механические свойства стали также проявляется при феррито-перлитном превращении. Растворение части углерода в α-фазе указывает на то, что укрепление твердым раствором этой фазы является одним из факторов, обеспечивающих высокие прочностные свойства продуктов промежуточного превращения.

Измельчение размера зерна оказывает укрепляющее действие на сталь. Ударная вязкость особенно чувствительна к размеру аустенитного зерна и снижается при его увеличении. Уменьшение размеров перлитных колоний внутри исходного аустенитного зерна также способствует росту ударной вязкости.

Хотя размер зерна оказывает значительное влияние на ударную вязкость, его влияние на отдельные механические свойства, такие как твердость, прочность на разрыв, ПТ и относительное удлинение, невелико или отсутствует. На свойства стали влияет только фактический размер зерна, унаследованный размер не влияет. Однако технологический процесс термической обработки определяется унаследованным зерном.

Дисперсное укрепление. В сталях выпадение перенасыщенных твердых растворов, образующихся при закалке, сопровождается выпадением дисперсных частиц, обогащенных атомами легирующих компонентов. Прочность (твердость) сталей увеличивается с выпадением этих частиц. Приращение этих характеристик растет с увеличением дисперсности и объемной доли частиц. Это явление называют дисперсным укреплением.

Выпадение перенасыщенных твердых растворов происходит при нагреве (старении) закаленных сталей. Укрепление обусловлено увеличением сопротивления движению дислокаций в кристалле при образовании препятствий (барьеров) любого типа. В стареющих сталях дислокации встречают области, задерживающие их движение. Характер взаимодействия движущихся дислокаций с выпадениями второй фазы может быть разным в зависимости от морфологии и структуры фазы. Общий эффект старения на прочностные свойства сталей определяется: (i) прочностью образующихся выпадений, (ii) объемной долей выпадений, (iii) степенью дисперсности выпадений, (iv) морфологией, структурой и типом связи с матрицей, (v) температурой.

При охлаждении твердого раствора C в α-Fe ниже температуры A₁ углерод выпадает в виде Fe₃C с понижением растворимости C и снижением температуры. Этот процесс происходит при достаточно медленном охлаждении, сопровождающемся диффузионными процессами, что приводит к образованию цементита. При резком охлаждении (закалке в воде) углерод не успевает выпасть. Образуется перенасыщенный α-твердый раствор. При последующем хранении при комнатной температуре (естественное старение) углерод стремится выпасть из твердого раствора. Области, обогащенные углеродом, появляются преимущественно в дефектных участках матрицы. Выпадение углерода из перенасыщенного твердого раствора при естественном старении приводит к улучшению прочностных свойств и твердости. Однако пластические свойства (относительное сужение, относительное удлинение, ударная вязкость) ухудшаются, и проявляется явление дисперсного укрепления.

С повышением температуры нагрева (искусственное старение) дисперсное укрепление ускоряется. Это связано с интенсификацией диффузионных процессов при повышении температуры. Общий процесс выпадения углерода из перенасыщенного твердого раствора в α-Fe включает несколько последовательных процессов. Механические свойства и твердость не чувствительны к структурным изменениям, происходящим при старении сталей. Резкие изменения свойств указывают на изменение структурного состояния стали.

Максимальное изменение механических свойств при выпадении достигается только при выпадении избыточных кристаллов в высокодисперсном состоянии. Последующая коагуляция кристаллов приводит к деградации свойств.

Влияние разных растворимостей C в α-Fe на свойства стали (дисперсное укрепление) при низкотемпературном старении проявляется в низкоуглеродистых сталях. В сталях с содержанием C выше 0,4% указанные эффекты не замечаются из-за влияния частиц Fe₃C, образующихся при перлитном превращении. Кроме того, нуклеация выпадающей фазы может быть подавлена за счет миграции углерода на границы Fe₃C-феррит. В результате концентрация углерода в дефектах решетки снижается.

Холодная пластическая деформация сильно ускоряет выпадение перенасыщенного твердого раствора. Это связано с увеличением плотности дислокаций, которые являются предпочтительными местами гетерогенной нуклеации выпадений, а также с увеличением концентрации вакансий, что облегчает диффузию углерода к кластерам. Механические свойства меняются при старении после холодной деформации так же, как после закалки: меняются ПТ, прочность на разрыв и твердость. С увеличением времени старения относительное удлинение и сужение снижаются, а склонность к ломкому разрушению возрастает. Скорость изменений выше, чем в закаленной стали. Также природа изменений отличается. В то время как при старении после закалки твердость достигает максимума, а затем падает, после холодной деформации твердость не снижается со временем старения. При повышении температуры старения максимальная твердость закаленной стали снижается, а после холодной деформации твердость не зависит от температуры старения. Это объясняется тем, что значительное количество углерода сосредоточено у дислокаций. Мало, если вообще какие-либо кластеры нуклеируются в матрице однородно. Следовательно, кластеры не могут расти за счет других кластеров, то есть не могут коагулировать.

Деформационное упрочнение. Важным методом усиления сталей является деформационное укрепление. Укрепление, достигнутое деформацией кристалла, можно оценить по форме кривых напряжение-деформация. Фактическая форма этих кривых во многом зависит от типа кристаллической решетки металла, его чистоты и термической обработки.

В случае сталей с кубической решеткой кривые упрочнения параболические, тогда как для металлов с гексагональной решеткой наблюдается почти линейная зависимость между напряжением и деформацией. Этот факт указывает на то, что деформационное укрепление определяется преимущественно взаимодействием дислокаций и связано со структурными изменениями, задерживающими движение дислокаций. Металлы с гексагональной решеткой менее склонны к деформационному упрочнению, чем стали с кубической решеткой, потому что гексагональная решетка имеет меньше легких скользящих систем. В сталях с кубической решеткой скольжение происходит в нескольких пересекающихся плоскостях и направлениях.

Выделяют три стадии при деформационном упрочнении. Первая стадия обусловлена легким скольжением. Она зависит от ориентации кристалла относительно внешних сил и от наличия примесей. Эта стадия характеризуется линейной зависимостью напряжений деформации от деформации при малой скорости деформационного упрочнения. Дислокации обычно скользят в первичных системах.

На второй стадии скорость деформационного упрочнения намного выше, чем на первой. Дислокации движутся в пересекающихся скользящих плоскостях и, сталкиваясь, образуют дополнительные препятствия для своего движения. Это состояние наиболее обширно на кривой напряжение-деформация. Отношение между скоростью деформационного упрочнения и модулем сдвига (или любой другой эластической константой) почти не зависит от приложенного напряжения и температуры. Оно мало зависит от ориентации кристалла и наличия примесей.

На третьей стадии возможны изменения в распределении дислокаций. Они могут либо обходить препятствия, задерживающие их движение на второй стадии, либо взаимодействовать с дислокациями. В результате скорость деформационного упрочнения ниже, чем на второй стадии. На этой стадии может произойти частичная релаксация напряжений за счет появления вторичной скользящей системы. Уменьшение искажений может иметь результат, что деформация продолжается в первичной системе, которая избавляется от определенного числа дислокаций, переходящих в эту систему. Характерной особенностью деформации на третьей стадии является развитие поперечного скольжения, представляющего основной механизм обхода дислокациями препятствий, образованных на второй стадии.

Процессы термической обработки сталей

Существует три основных процесса термической обработки сталей: (i) отжиг, (ii) закалка, (iii) отпуск.

Отжиг

Процесс отжига сталей имеет разные методы: (i) диффузионный отжиг, (ii) смягчение, (iii) фазовая рекристаллизация отжиг или полный отжиг (нормализация, высокотемпературный или крупнозернистый отжиг, перлитизация), (iv) снятие напряжений отжиг и рекристаллизационный отжиг.

Цель диффузионного отжига – устранить, насколько возможно, неоднородности химического состава, в частности ликвейные неоднородности, возникающие при кристаллизации сталей. Этот отжиг обычно проводят в области γ-твердого раствора при температуре 1100–1300 °C. Диффузионный отжиг можно использовать преимущественно для выравнивания разницы в содержании легирующих элементов, вызванной межкристаллической ликвейностью. Это проявляется в размывании дендритов с повышением температуры и времени нагрева. Одновременно устраняются различия в микротвердости. Общая твердость стали снижается, так как удаляются ликвейные области с высокой твердостью. Достигается некоторая средняя твердость. Успех диффузионного отжига во многом зависит от чистоты стали и ликвейности. Этот тип отжига обычно используется для улучшения свойств сталей средней чистоты.

Смягчение используется для получения структуры глобулярного перлита. Эта структура очень мягка и хорошо поддается деформации при волочении и холодной прокатке и т.д. Стали с низким содержанием углерода становятся слишком мягкими после такого отжига. Глобулярная перлитная структура благоприятна в сталях с концентрацией углерода более 0,5%. Еще одна цель смягчения – получение однородной мелкой структуры с тонкорассеянным углеродом после закалки. Простейший метод смягчения – длительная выдержка при температуре немного выше Ac₁. В этом случае удаляется мартенсит, оставшийся от предыдущей обработки, и деформационное упрочнение, вызванное холодной деформацией. Охлаждение после смягчения можно проводить в воздухе, начиная с 600 °C. Измельчение структуры, подвергнутой смягчению, достигается только выше точки A₁.

Фазовая рекристаллизационный отжиг состоит в двукратном γ-α превращении, происходящем при этом отжиге. Он приводит к появлению мелкозернистой однородной структуры, полностью отличающейся от исходной. Измельчение зерна при нормализации приводит к исчезновению структур Видманштеттена и крупнозернистых литейных структур, имеющих плохие механические свойства. Неоднородность структуры в закаченном состоянии устраняется. Чем ближе температура отжига к Ac₃ и чем короче время выдержки при этой температуре, тем мельче зерно. Измельчение зерен также способствует увеличение скорости нагрева до температуры отжига и скорости охлаждения от этой температуры.

При нормализации охлаждение проводят в воздухе. Здесь важно учитывать разные скорости охлаждения по сечению крупногабаритных изделий. Возникающие термические напряжения снимают отжигом на снятие напряжений или высокотемпературным отпуском. Для получения мелкозернистой структуры быстрое охлаждение проводят только в интервале температур превращения. Температура нагрева при нормализации не должна быть намного выше точки превращения, иначе зерно может стать слишком крупным (перегрев). Слишком длительная выдержка дает тот же результат. Оптимальная температура нагрева определяется содержанием углерода.

Отжиг на снятие напряжений и рекристаллизационный отжиг удаляют макроскопические напряжения, присутствующие в холоднодеформированных сталях из-за накопления дислокаций и искажений кристаллической решетки. Обычно эти напряжения очень высоки. Изменения свойств, возникающие при холодной деформации, могут быть исправлены при последующем нагреве. Чем больше степень холодной деформации, тем ниже температура нагрева. В зависимости от температуры и времени отжига в холоднодеформированном материале происходят различные структурные изменения. Их делят на процессы восстановления и рекристаллизации.

Восстановление – совокупность любых самопроизвольных процессов изменения плотности и распределения дефектов до начала рекристаллизации. Если восстановление идет без образования и миграции подграниц внутри рекристаллизованных зерен, оно называется реставрацией. Если подграницы образуются и мигрируют внутри кристаллитов, восстановление называется полигонизацией.

Реставрация не включает инкубационного периода. Свойства начинают меняться сразу в начале отжига. Реставрация сопровождается перераспределением точечных дефектов, концентрация которых затем снижается от избыточной до равновесной. Одновременно происходит перераспределение дислокаций и аннигиляция разноименных дислокаций.

Структура стали начинает резко меняться от определенной температуры отжига. Появляются новые, более равновесные зерна вместе с вытянутыми зернами холодной деформации. Они отличаются от зерен деформированной матрицы более совершенной внутренней структурой. В отличие от полигонизированной структуры, рекристаллизованные зерна отделены от матрицы высокоугольными границами.

Образование и рост зерен с более совершенной структурой, окруженных высокоугольными границами, за счет исходных холоднодеформированных зерен той же фазы называется первичной рекристаллизацией. Рекристаллизация начинается с инкубационного периода. Скорость рекристаллизации сначала растет от нуля до максимума, а затем падает из-за все возрастающего числа новых зерен в контакте друг с другом.

Включения нерастворимых примесей (карбиды, нитриды) снижают тенденцию к росту рекристаллизованных зерен. Это особенно важно для ферритных сталей, склонных к росту зерен. Другая фаза может выпасть при рекристаллизации в легированных сталях, подвергшихся сильной холодной деформации.

Иногда после сильной деформации и длительной выдержки (несколько дней) при температурах, близких к температуре плавления, можно наблюдать интенсивный рост отдельных кристаллов. Это явление называется вторичной или коллективной рекристаллизацией.

Закалка

Закалка – усилительная обработка. Она состоит в охлаждении из области температур твердого раствора с такой скоростью, что превращения в перлитном и баинитном диапазонах подавляются, и образуется мартенсит. В этом состоянии сталь обладает свойством максимальной твердости. Различают: (i) обычную закалку, применяемую преимущественно для обработки средне- и высокоуглеродистых сталей, и (ii) закалку после термохимической обработки (цементация, высокотемпературное цианирование и т.д.), используемую для низкоуглеродистых сталей.

При обычной закалке для обеспечения требуемой скорости охлаждения используют разные закалочные среды и методы. Воду, масло или воздух можно использовать как закалочную среду. Многие легированные стали, имеющие высокую стабильность аустенита, подвергают ступенчатой закалке. При этом методе падение температуры меньше, чем при прямом охлаждении до комнатной температуры, и, следовательно, закалочные напряжения меньше.

При закалке в стали даже с относительно небольшим содержанием углерода сохраняется определенное количество аустенита. Поэтому невозможно придать изделию максимальную твердость. Поскольку аустенит стабилен при комнатной температуре и переходит в мартенсит при более низких температурах, сталям проводят субнулевую обработку. При этом закалку продолжают, и стали с высоким содержанием остаточного аустенита погружают в жидкий азот (N₂) или закалочные смеси температурой ниже 0 °C.

Для поверхностной закалки (если нужно закалить только поверхностный слой до заданной глубины) используют специальные режимы нагрева закалки. Поверхность стали полностью нагревается, а сердцевина остается холодной и не закаляется при последующем быстром охлаждении. Выбор стали для поверхностной закалки определяется чувствительностью стали к быстрому нагреву и охлаждению. По этой причине концентрация углерода ограничивают 0,7%, чтобы предотвратить трещины.

Среди дефектов закалки основные – передержка и перегрев. Они проявляются в увеличении игл мартенсита и крупнозернистом разрыве. Это приводит к высокой ломкости закаленной стали и образованию трещин. Трещины часто образуются на границах исходных аустенитных зерен. Низкая температура закалки или слишком короткая выдержка при заданной температуре вызывают незакалку. В этом случае закаленная сталь недостаточно тверда.

Цементация – термохимическая обработка, связанная с насыщением поверхности стали углеродом и азотом. Эти элементы быстро растворяются в железе интерстициальным способом и способны быстро диффундировать на значительную глубину. Низкоуглеродистые стали подвергают цементации. Цементацию обычно проводят при 900–950 °C. Газовая цементация используется чаще всего: сталь нагревают в атмосфере, получаемой из газа, содержащего преимущественно метан (CH₄), или из жидких углеводородов (керосин, бензин и т.д.). Цементация направлена на обогащение поверхностного слоя углеродом. Необходимое усиление поверхностного слоя достигается закалкой, проводимой после цементации. Удельный объем закаленного цементированного слоя выше удельного объема сердечника, поэтому в слое возникают значительные сжатие напряжения. Это повышает усталостную прочность сталей.

Цианирование – насыщение поверхности стали углеродом и азотом в цианидосодержащей солевой ванне. Соотношение C/N в диффузионном слое регулируют изменением состава среды и температуры обработки. Преимущества цианирования над цементацией: более короткое время обработки и улучшение износо- и коррозионной стойкости (за счет наличия азота в поверхностном слое).

Отпуск

Главная цель отпуска – получение дисперсной структуры при заданной степени охлаждения. В случае низкоуглеродистых сталей закалка служит отпуском даже если сталь не подвергается высокотемпературному отпуску: она обладает высокой вязкостью и относительно высокой прочностью.

При закалке некоторых сталей в масле структура образуется даже при превращении в баинитном диапазоне, которая более дисперсна, чем после охлаждения в воздухе. Но наиболее дисперсное распределение карбидов и наиболее благоприятные свойства получаются после отпуска мартенсита. Дисперсность структуры сильнее всего влияет на ПТ. Повышение прочности на разрыв и ПТ и увеличение отношения прочность на разрыв/ПТ можно принять за меру эффективности отпуска. Эффективность отпуска зависит от поперечного сечения и содержания углерода и легирующих элементов в сталях.

Хотя для достижения сквозной закалки критическая скорость закалки должна быть превышена по всему сечению, полный отпуск не требует этой процедуры. Например, в закаленной стали с мартенситом в поверхностной зоне и перлитом в центре твердость сердечника после отпуска иногда может быть выше твердости поверхностной зоны. Это особенно характерно для короткого отпуска, когда выпадение карбидов из мартенсита идет быстрее коагуляции перлитных пластин.

Отпуск гипоэвтектойдных сталей, не содержащих свободного феррита, дает однородную улучшенную структуру. При наличии выпадений феррита отношение прочность на разрыв/ПТ снижается, а ударная вязкость меньше, чем в поверхностной зоне. Поэтому при выборе содержания углерода и легирующих элементов и конкретных условиях аустенитизации и охлаждения нужно учитывать размер стального изделия, подвергаемого отпуску. Чтобы отпуск давал адекватные свойства, часто достаточно подавить образование феррита при непрерывном охлаждении. Только когда требуется очень высокая прочность на разрыв, для отпуска используют резкое охлаждение. В этом случае склонность к полному отпуску можно улучшить повышением температуры закалки и, следовательно, увеличением размера аустенитного зерна.