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

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

Характер перестройки структуры при отпуске находится в прямой связи с влиянием примесей и выделений на блокирование дефектов кристаллического строения. Так, при выделении цементита высокая плотность дефектов в структуре сохраняется до температур отпуска 350-400°С, для карбида Fe, Сг)7Сз до 450-500°С, для частиц МогС и VC до 500-550 °С, для NbC до 550-570 °С.

5. Дисперсионное упрочнение

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

На рис. 62 приведена схема, иллюстрирующая соотношение процессов разупрочнения и упрочнения при отпуске легированного карбидообразующими элементами мартенсита. Если повышение прочности -ЬДОд.ч в результате выделения дисперсных частиц карбидов (рис. 62, кривая /) превышает разупрочнение -Лот.р! твердого раствора при отпуске (рис. 62, кривая 2) при повышении температуры от и до и, то суммарное изменение прочности стали (рис.

62, кривая 3) будет характеризоваться наличием пика повышения прочности. Для приведенного случая при температуре отпуска /21 + А(Тд.ч I > I -Аот.р 1. Если эффект упрочнения будет меньше, чем эффект разупрочнения, т. е. 1 + АОд.ч I < I -Аот-р I, то на суммарной кривой изменения прочности пика не будет, а будет лишь наблюдаться замедление процесса разупрочнения (рис. 62).

Рис. 62. Изменение прочности вследствие распада мартенсита (1), из-за выделе-яия дисперсных карбидных частиц U) и суммарное (3) прн отпуске закаленной стали (М. И. Гольдштейи):

-Аад.,>-Аар1; б - Дад ,<1-Дор

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

Минимальная концентрация карбидообразующего элемента, при которой упрочнение преобладает над разупрочнением, зависит от содержания углерода и типа образуемого карбида. Так, в низкоуглеродистой стали (0,1-0,15 % С)

пик вторичной твердости появляется при 0,1-0,2 % V или 0,08-0,12 % Nb, или 2,5-3,0 % Сг.

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

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

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

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

500 600 fffTn,°0

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

6. Отпускная хрупкость стали

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

хси, МДж/м 18

1<Си,МДж/м

-160 -80 О 80 fucn,

200 Ш Ш 500 tcrn.C

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

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

/ - закалка; сталь склонна к отпускной хрупкости; 2 - ВТМО; сталь не склонна к отпускной хрупкости

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

Необратимая отпускная хрупкость (I рода) присуща практически всем сталям, углеродистым и легированным, после отпуска в области температур 250-400 °С. Повторный отпуск при более высокой температуре (400-500°С)

В настоящем разделе дан краткий анализ отпускной хрупкости стали, подробный обзор приведен в учебнике И. И. Новикова Теория термической обработки стали , изд. 3-е М.: Металлургия, 1978.

снимает хрупкость, и сталь становится к ней не склонной даже при отпуске вновь в район опасных температур. В связи с этим эта хрупкость получила название необратимой. Этот род хрупкости не зависит от скорости охлаждения после отпуска.

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

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

3. Снижение содержания вредных примесей, особенно фосфора.