Диаграмма изотермических превращений аустенита. Мартенситное превращение

Получающаяся в результате термообработки дислокационная структура стали и ее структурно-фазовый состав зависят в основном от скорости охла­ждения аустенита и предопределяются содержанием углерода и легирующих элементов в стали.

С целью уяснения характера влияния скорости охлаждения аустени­та на строение и свойства получающихся при его распаде продуктов рас­смотрим диаграмму его изотермических превращений, т. е. таких пре­вращений, которые происходят при постоянных температурах, лежащих ниже точки АГ|.

t,°C

Аустенит стабильный

Аустенит nepe-н,/ [к

М>+ц-

охлажЛ. я'х денный \ ^

®

А+М

Igx

Диаграмма изотермических пре­вращений аустенита эвтектоидной стали (0,8% С) имеет простой вид (рис. 5.1). Диаграмма представлена двумя кри­выми (их принято называть С-кри-выми). Она составлена в координатах время — температура изотермической выдержки. Время откладывается в логарифмической шкале (для укоро­чения последней, так как отсчет ведет­ся в секундах).

Рис. 5.1. Диаграмма изотермических превращений аустенита (0,8% С)

Собственно диаграмма заключена между двумя критическими изотерма­ми, из которых изотерма А\ соответст­вует равновесному превращению ау­стенит—перлит, а изотерма М„ — началу так называемого мартенситного превращения, о котором будет сказано позже.

Левая С-кривая является геометрическим местом точек начала превра­щения (распада) аустенита при соответствующих температурах его изотер­мической выдержки — н. Время окончания превращения ограничивается правой С-кривой — к.

При построении С-кривых специальные образцы стали нагреваются до аустенитной структуры, а затем охлаждаются в ваннах с температурами в диапазоне А\ — М„. При охлаждении с помощью специального прибора — дилатометра — фиксируется время начала и конца распада аустенита.

Весь диапазон температур изотермических превращений можно разбить на две части, существенно отличающиеся друг от друга по составу л особенностям строения фаз, получающихся при распаде аустенита. Границей между этими час­тями является температура, соответствующая выступу на С-кривых (примерно 550 °С). Для уяснения характера превращений аустенита в обеих температурных областях необходимо иметь в виду следующие два важных положения.

I. Ниже точки А] (Ат,) ГЦК решетка аустенита обязательно должна без-
диффузионно перестроиться в ОЦК решетку феррита, способную растворить
намного меньшее количество углерода. Оказавшийся «лишним» углерод
должен диффузионно выйти из ОЦК решетки и образовать карбиды железа.

Таким образом, интенсивность распада аустенита и характер образую­щихся при этом продуктов должны зависеть от уровня температуры, опреде­ляющей скорость диффузии углерода.

II. Основной причиной аллотропического превращения является стрем­
ление сплава обладать минимумом свободной энергии, следовательно, чем
ниже температура переохлажденного аустенита при изотермическом пре­
вращении, тем сильнее окажется его склонность к распаду.

Рассмотрим характер превращений аустенита в верхней области температур (выше 550 °С). Прежде всего подчеркнем, что в этой области температур диффузионные процессы протекают достаточно эффективно. В связи с этим находившиеся ранее в ГЦК решетке аустенита атомы углерода имеют возможность выходить из бездиффузионно образовавшейся ОЦК решетки, тем самым обеспечивая возможность формирования ферритной фазы с равновесным (т. е. незначительным) содержанием растворенного в ней углерода.

По этой же причине создаются благоприятные условия для образования освобождающимися из раствора атомами углерода пластинок карбидной фазы, приобретающей стабильный состав цементита РезС.

В связи с изложенным для всей рассматриваемой температурной облас­ти характерна такая реакция распада аустенита (А -> Ф + Ц), которая означа­ет, что он превращается в смесь нормальных (равновесных) по составу двух фаз: Ф + Ц.

Началу распада аустенита предшествует подготовительный, или инку­бационный, период (см. рис. 5.1). При снижении температуры его продолжи­тельность уменьшается, что объясняется усилением склонности сплава к пе­реходу в такое состояние, которое обеспечивает ему меньший запас свобод­ной энергии. В связи с этим не только ускоряется процесс, но и уменьшается расстояние между С-кривыми (т. е. сокращается время распада аустенита).

Таким образом, при снижении температуры изотермической вы­держки, с одной стороны, ослабляется интенсивность диффузионных процессов при распаде аустенита, а с другой — уменьшается время, в течение которого происходит распад. Оба эти фактора обусловливают уменьшение размера образующихся при распаде аустенита пластинок феррита и цементита (что неминуемо должно отразиться на прочности продуктов распада). Поэтому весь диапазон температур выше выступа С-кривых условно принято делить на три части, в каждой из которых образу­ются разные по свойствам продукты распада аустенита.

В верхней части образуется наиболее крупнопластинчатая, грубодис-персная смесь (Ф + Ц), обладающая наименьшей твердостью. Ее называют собственно перлитом (П). Образующийся в средней части сорбит (С) состоит из более мелких пластинок (Ф и Ц). Он более тверд. В нижней части образу­ется самая мелкопластинчатая, тонкодисперсная смесь, называемая троститом Т, обладающим еще более высокой твердостью.

На рис. 5.2, 5.3 представлены фотографии, на которых виден пластинчато-фазовый состав этих продуктов.

Phc. 5.2. Фото микроструктур: a — перлита,x7500, б — сорбита,x7500; в — трости- та,х 1500; г — мартенсита, х250

Распад аустенита в облас­ти температур ниже выступа происходит при явно недоста­точной скорости диффузион­ных процессов. Это в данной области является доминирую­щим обстоятельством, предо­пределяющим характер фор­мирования образующихся при распаде продуктов, называе­мых бейнитами в честь амери­канского ученого Бейна, впер­вые исследовавшего изотерми­ческие превращения аустенита. Скорость работы механизма формирования новых фаз в этих условиях полностью зави­сит от интенсивности диффузии. При М„ диффузия прекращается полностью.

Сказанное проявляется прежде всего в увеличении продолжительности инкубационного периода и постепенном увеличении расстояния между ниж­ними ветвями С-кривых.

По вышеуказанным причинам образующиеся при изотермическом рас­паде аустенита в этой области фазы Ф' и Ц' должны отличаться от Ф и Ц и создавать структуры, отличающиеся от П, С и Т. С понижением температуры распада твердость бейнита должна возрастать, так как больше углерода оста­ется в пересыщенном a-Fe (Ф') (см. рис. 5.1).

Чтобы понять происходящие в рассматриваемой области процессы, не­обходимо исходить из того, что в ней (как и в предыдущей области) без осо­бых трудностей совершается только бездиффузионный процесс перестрое­ния ГЦК решетки в ОЦК, приводящий к образованию пересыщенного рас­твора углерода в a-Fe (Ф').

Тростит

Перлит WMS& Сорбит

Рис. 5.3. Фого строения перлита (а), сорбита (б), тростига (в), х1500

Однако для успешного завершения процесса выхода из раствора атомов углерода и формирования нормальных по составу и строению феррита и це­ментита необходимы такие же, как в верхней области, диффузионно-темпе­ратурные условия.

В условиях резкого замедления диффузионных процессов в рассматри­ваемой области образовавшийся в результате аллотропического превраще­ния пересыщенный твердый раствор углерода в ct-Fe не может полностью освободиться от излишнего количества растворенного углерода.

Следовательно, образующаяся при распаде аустенита в данной области фаза на основе ot-Fe — Ф' должна представлять собой пересыщенный твер­дый раствор углерода в cc-Fe, тем более отличающийся по содержанию угле­рода от феррита, чем ниже температура превращения.

Карбидная фаза Ц', образующаяся в данной области при выходе углерода из пересыщенного твердого раствора, должна по составу и строе­нию несколько отличаться от цементита. С понижением температуры это отличие должно возрастать, а количество образующейся фазы, естественно, должно уменьшаться, поскольку уменьшается количество высвобождающе­гося из раствора углерода. Благодаря снижению активности диффузионных процессов состав образующихся карбидов Ц', по-видимому, должен отли­чаться от Fe₃C и представлять какие-то промежуточные соединения Fe_xC.

Таким образом, при распаде аустенита в нижней температурной области диаграммы изотермических превращений (см. рис. 5.1) образуется смесь пересыщенного твердого раствора углерода в a-Fe и специфического карби­да железа: Ф' + Ц', тем более отличающаяся от смеси Ф + Ц, чем ниже тем­пература превращения.

По мнению ряда исследователей, при бейнитном превращении из аусте­нита предварительно выделяется какое-то количество углерода, в результате чего образуются частицы карбида железа.

Несколько обедненный при этом аустенит затем превращается в пере­сыщенный твердый раствор углерода в a-Fe — мартенсит М.

Если переохладить аустенит до точки М„, то начнется так называемое мартенситное превращение, происходящее при непрерывном охлаждении в ин­тервале температур от точки М_н до точки М_к, лежащей ниже О °С при С > 0,8%. Суть его состоит в том, что в этих условиях происходит только бездиффузи­онное аллотропическое превращение y-Fe в a-Fe. Что касается растворенных в аустените атомов углерода, то вследствие отсутствия диффузионных про­цессов они не могут выйти из образовавшейся новой решетки и поэтому ос­таются в ней, внося в нее существенные изменения и внутренние напряжения.

Важнейшим условием А—М-превращения является непрерывное охла­ждение аустенита в интервале от М„ до Л/_к. При остановках фиксируется не-распавшийся аустенит с неприятными последствиями (снижение твердости, изменение со временем размеров и т. д.).

Образующийся таким образом продукт — мартенсит — представляет собой пересы­щенный, а потому неравновесный твердый раствор внедрения углерода в a-Fe. Он имеет игольчатую микроструктуру (см. рис. 5.2, г).

Рис. 5.4. Схема трехцентровой ковалентной связи Fe—С—Fe в кристаллической решетке мартен­сита

Еще раз подчеркнем, что главной при- _f чиной пересыщенности решетки мартенси-' та углеродом является отсутствие при тем­пературах его образования необходимых по интенсивности диффузионных процессов.

В связи со значительной пересыщен-ностью элементарная ячейка кристаллической решетки мартенсита оказыва­ется несколько вытянутой по оси oz и из кубической превращается в тетра-

с тональную при — > 1 (рис. 5.4). а

Атомы растворенного в мартенсите углерода размещаются в октаэдри-ческих порах ячеек, как показано на рис. 5.4. Отношение с/а называется сте­пенью тетрагональности мартенсита. Оно тем больше, чем больше углерода растворено в мартенсите.

Согласно современным взглядам об электронном строении кристалли­ческой решетки мартенсита, находящийся в октапоре атом углерода двумя из четырех своих валентных электронов образует ковалентные связи с двумя ближайшими атомами железа (см. рис. 5.4). Остальные же два валентных электрона переходят в электронный газ, образуя металлическую связь между атомами решетки.

Образующиеся в мартенсите трехцентровые ковалентные связи Fe—С—Fe почти на порядок сильнее металлических. К тому же они являются очень жесткими связями, допускающими лишь небольшие упругие деформации, превышение которых влечет полное скачкообразное исчезновение взаимо­действия. Эти особенности межатомного взаимодействия в мартенсите, со­четающие металлическую и ковалентную связи в его кристаллической ре­шетке, являются основной причиной, предопределяющей его очень высокую твердость и хрупкость.

Имеются и другие факторы, которые вносят важный вклад в формиро­вание вышеупомянутой специфики свойств мартенсита, в частности высокий уровень остаточных внутренних напряжений и большая плотность дислокаций.

В заключение напомним, что образование пересыщенного твердого рас­твора углерода в a-Fe происходит и при бейнитном превращении аустенита, начиная с выступа С-кривых. Но в бейните в связи с образованием карбид­ной фазы не весь углерод оказывается растворенным в a-Fe. В связи с этим

Аустенит >ч Нормализация м* ЖГ #А+Ц |

малой скоростью (менее 100 °С/ч) в камере печи с отключенными источ­никами теплоты (рис. 5.6).

К

I

п+ц

О 0,8 2,14-*С,% Рис. 5.6. Температура нагрева стали при основных видах термообработки в зави­симости от содержания углерода

Заэвтектоидную сталь при от­жиге нельзя нагревать выше точки Ас_т (линия SE), так как образующая­ся при очень медленном охлаждении вокруг зерен перлита цементитная сетка затрудняет механическую обра­ботку заготовки резанием и охрупчи-вает сталь. Умягчению стали при от­жиге способствует очень малая плот­ность дислокаций.

Диффузионный отжиг, или гомогенизация, является разновидностью отжига, применяемого с целью устранения в легированной стали (как и в других сплавах) дендрит­ной ликвации.

При диффузионном отжиге с целью интенсификации диффузионных процессов сталь нагревается до 1000—1100 °С и подвергается длительной выдержке (18—24 ч). Для устранения крупнозернистое™ после гомогениза­ции производится обыкновенный отжиг, или нормализация.

Рекристаллизационный отжиг. Этот вид отжига производит­ся с целью устранения наклепа холоднодеформированного металла. На­помним, что наклепанный металл очень тверд и хрупок, его кристалли­ческая решетка вследствие высокой плотности дислокаций и наличия большого числа других дефектов (вакансий, перемещенных в междоуз­лия атомов), а также из-за искажений и больших внутренних напряжений находится в неравновесном состоянии, обладая большим запасом избы­точной свободной энергии. В сильно наклепанном металле из-за слияния дислокаций в местах их скопления наблюдаются опасные дефекты — зародыши трещин.

Следовательно, в ряде случаев наклеп приходится устранять. Для этого требуется нагрев, стимулирующий диффузионные процессы. Наклеп можно устранить, применяя уже рассмотренный обыкновенный отжиг. Однако рекристаллизационный отжиг из-за значительно более низкой температуры и намного меньшей продолжительности его проведения при практически оди­наковых результатах более предпочтителен.

Температура нагрева при этом виде отжига выбирается на 150—250 °С выше температуры рекристаллизации (Т_р) обрабатываемого сплава. Это наи­меньшая температура, необходимая для протекания в наклепанном металле процессов, возвращающих ему исходные (до деформации) значения характе­ристик механических и других свойств.

Температура рекристаллизации зависит от состава сплава и связана с температурой его плавления уравнением Г_р = аТ_т (где Т^ выражена в К; а —'

коэффициент, зависящий от природы сплава). Для углеродистых сталей и не сложных по составу сплавов он составляет 0,4, а у легированных сталей и сложных сплавов твердых растворов достигает 0,6—0,8.

Рекристаллизационный отжиг углеродистой стали производится при температуре нагрева в пределах 600—700 °С.

Во время нагрева и выдержки в холоднодеформированном металле про­исходят рекристаллизационные процессы, суть которых сводится к таким следующим друг за другом по мере нагрева и выдержки явлениям, как анни­гиляция (самоликвидация) противоположных по знаку дислокаций, выстраи­вание дислокационных стенок (из леса дислокаций) и, наконец, зарождение и рост новых равновесных зерен. Причем если первые два явления происходят при Т < Г_р, то зарождение новых зерен происходит только при Т > Г_р.

Заметное укрупнение рекристаллизованных зерен за счет поглощения более крупными зернами соседних мелких (собирательная рекристаллиза­ция) происходит по окончании процесса формирования новых зерен из мате­риала разрушенных старых. Для этого требуются продолжительные выдерж­ки при повышенных температурах.

В рекристаллизованном металле плотность дислокаций составляет 10⁷ см"², поэтому он имеет низкие прочностные характеристики и высокую пластичность.

Наклеп необходимо устранять после холодной обработки металла дав­лением, производимой при Т < Т_р (ковка, штамповка, тонколистовая прокат­ка и в других случаях).

Нормализация. Особенностями режима этого вида термообработки яв­ляются температура нагрева (на 30—50° выше линии GSE, см. рис. 5.6) и охлаждение на спокойном воздухе. Эти особенности обусловлены специфи­ческими целями нормализации. Применительно к доэвтектоидным сталям, особенно низкоуглеродистым (0,05—0,25% С), нормализация за более ко­роткое время и при большей простоте режима охлаждения позволяет полу­чить те же результаты, что и при отжиге, т. е. весьма эффективное измельче­ние зерна у литых и кованых заготовок.

Так как охлаждение на воздухе обеспечивает более высокую степень переохлаждения аустенита, чем при отжиге, то продукты его распада оказы­ваются более дисперсными, а плотность генерируемых дислокаций прибли­жается к 10⁸ см"². Вследствие этого нормализацией можно получить более благоприятную мелкозернистую структуру стали, обладающую повышенны­ми прочностными свойствами.

В ряде случаев, когда от материала изделия не требуется повышенных прочностных свойств, нормализация заменяет закалку. Особенно это касает­ся деталей из низкоуглеродистой стали, для которых применение закалки исключается из-за очень высокой критической скорости закалки.

При нормализации заэвтектоидных сталей из-за ускоренного выделения из аустенита избыточного (вторичного) цементита (в интервале температур Ас_т—АгО нежелательная цементитная сетка вокруг перлитных зерен не об­разуется. В связи с этим одной из целей нормализации является разрушение упомянутой сетки у заэвтектоидных сталей.

Закалка. Исторически сложившееся понятие «закалка» предполагает такую термообработку, при которой сталь приобретает неравновесную структуру, что прежде всего выражается в повышении твердости стали. В связи с этим к закалке можно отнести термообработку на сорбит, тростит, бейнит и мартенсит. Степень неравновесности продуктов закалки с увеличе­нием скорости охлаждения повышается и возрастает от сорбита к мартенситу.

Закалку на мартенсит принято считать истинной закалкой. Важнейшим пре­имуществом истинной закалки является возможность получения из мартенсита за счет последующего отпуска продуктов с такими ценными комплексами свойств, которые другими видами термообработки получить невозможно.

В связи с этим истинная закалка по сравнению с другими ее видами по­лучила более широкое применение как предварительная обработка перед следующим за ней отпуском. Режим истинной закалки включает нагрев до температуры на 30—50° выше линии GSK (см. рис. 5.6) и охлаждение со скоростью не ниже критической (v_%, см. рис. 5.5).

Критическая скорость закалки имеет очень важное значе­ние. От нее зависит такое технологическое свойство стали, как прокаливае-мость, т. е. способность закаливаться на определенную глубину. Чем меньше величина v_K, тем на большую глубину от поверхности детали распространя­ется закалка (поскольку фактическая скорость охлаждения по мере увеличе­ния расстояния от поверхности уменьшается и на каком-то удалении может оказаться меньше t>_K). Критическая скорость закалки зависит от стабильно­сти аустенита, которая, в свою очередь, определяется количеством раство­ренных в нем углерода и легирующих элементов.

Таким образом, введением в сталь углерода и легирующих элементов можно повысить прокаливаемость.

Прокаливаемость принято оценивать с помощью специальных цилинд­рических образцов по глубине залегания в них полумартенситного слоя при охлаждении торца нагретого образца струей холодной воды. Полумартен-ситным принято считать слой стали, содержащий 50% М и 50% Т.

Поскольку изменение скорости охлаждения от поверхности в глубь де­тали зависит от температуры и рода охлаждающей среды, то при оценке прокаливаемости следует учитывать и эти факторы.

Одной из целей легирования конструкционных сталей является умень­шение критической скорости закалки и получение сквозной прокаливаемо-сти изготовленных из них деталей при закалке не только в воде, но и в более

мягких охлаждающих средах (масле, теплой воде, на воздухе). От резкости охлаждающей среды зависит уровень термических и фазовых напряжений и вероятность образования трещин в детали или ее коробления. В связи с из­ложенным при закалке предпочтительны более мягкие закалочные среды.

При закалке режущего инструмента из высокоуглеродистой стали с целью уменьшения внутренних напряжений применяют охлаждение в двух средах. При этом кратковременным в течение нескольких секунд охлаждением в воде обес­печивается переохлаждение аустенита до температуры несколько выше точки М„. Дальнейшее охлаждение производится в мягкой среде — минеральном мас­ле, вследствие чего мартенситное превращение происходит с меньшим уровнем возникающих внутренних напряжений. Такую закалку принято называть прерывистой или закалкой в двух средах.

Обработка холодом. При закалке в обычных охлаждающих сре­дах в стали наряду с мартенситом сохраняется какое-то количество остаточ­ного аустенита, тем большее, чем ниже точка М_к.

У высокоуглеродистых сталей и особенно у сталей с достаточно высо­ким содержанием легирующих элементов точка М_к лежит ниже комнатной температуры, а зачастую и ниже О °С. В связи с этим при обычной закалке в них сохраняется много остаточного аустенита. Его наличие снижает твер­дость закаленной стали и ее теплопроводность, что для режущего инстру­мента является особенно нежелательным.

В течение определенного времени остаточный аустенит претерпевает фазо­вые превращения, приводящие к изменению размеров изделия. Это крайне недо­пустимо для мерительного инструмента (скобы, пробки, шаблоны и т. д.).

Учитывая изложенные выше нежелательные явления, связанные с оста­точным аустенитом, А. П. Гуляев в 1937 г. предложил обработку холодом. Сущность этой обработки состоит в том, что для устранения остаточного аустенита после обычной закалки изделие помещают в холодильную камеру с температурой, равной или близкой к точке Л/_к обрабатываемой стали (обычно около -80 °С). При этом продолжается мартенситное превращение, и она приобретает структуру мартенсита с минимальным количеством неиз­бежно сохраняющегося остаточного аустенита.

Таким образом, суть обработки холодом состоит в продолжении мар-тенситного превращения в стали после обычной закалки. В результате обра­ботки холодом повышается твердость и стабилизируются размеры изделия, что очень важно для режущего и мерительного инструмента.

Отпуск стали. Отпуском называется операция нагрева закаленной ста­ли для уменьшения имеющихся в ней остаточных напряжений и придания ей комплекса механических и других свойств, которые необходимы для долго­летней эксплуатации изделия.

При отпуске закаленной на мартенсит стали в ней происходят превра­щения, приводящие к распаду мартенсита и образованию равновесного

структурно-фазового состава. Интенсивность и результат этих превращений зависят от температуры отпуска.

С целью недопущения аллотропических превращений отпуск произво­дится при температурах ниже точки Ас). Однако поскольку от температуры зависят степень распада мартенсита и комплекс получаемых при этом физи­ко-механических и других свойств, то температуру отпуска выбирают в за­висимости от функционального эксплуатационного назначения изделия.

В процессе многолетней эксплуатационно-производственной практики сложились три основные группы изделий, требующие для их успешной экс­плуатации «своих» специфических комплексов вязкостно-прочностных и других свойств.

В первую группу входят режущий и мерительный инструменты, а также штампы для холодной штамповки. От их материала требуются высо­кая твердость (свыше 58 HRC) и хотя бы небольшой запас вязкости.

Вторую группу составляют пружины, рессоры и другие изделия, от материала которых требуется сочетание высокого предела упругости с удов­летворительной вязкостью.

Третья группа изделий включает большинство деталей машин, испы­тывающих статические и особенно динамические или циклические нагрузки. При длительной эксплуатации изделий от их материала требуется сочетание удовлетворительных прочностных ^свойств с максимальными показателями вязкости.

Следовательно, в зависимости от температуры нагрева существует три вида отпуска: низкотемпературный (низкий), среднетемпературный (сред­ний) и высокотемпературный (высокий).

Отпуск преследует цель не просто устранить внутренние напряжения в закаленной стали (этого можно добиться, применяя один-единственный вид отпуска при температуре несколько ниже точки Aci). Он является средством придания стали требуемого комплекса свойств. И еще очень важно иметь в виду: при увеличении температуры отпуска возрастает степень диффузион­ного распада мартенсита на ферритно-цементитную смесь, что обусловлива­ет уменьшение прочностных свойств стали и повышение ее вязкости.

Таким образом, при нагреве и выдержке создаются условия для проте­кания диффузионных процессов в пересыщенной углеродом ОЦК решетке мартенсита, превратившейся в тетрагональную.

Низкотемпературный (низкий) отпуск производится при 150—180 °С, а для легированных сталей — до 250 °С. В этом случае при низкой интенсив­ности диффузионных процессов в мартенсите происходит только начальная стадия к его переходу в равновесное состояние.

При низком отпуске мартенсит лишь частично освобождается от пере­сыщающих его решетку атомов углерода. Поэтому основу мартенсита от­пуска составляет все еще пересыщенный твердый раствор углерода в a-Fe.

Однако в нем несколько уменьшается число охрупчиваюших его трех-центровьгх ковалентных Fe—С—Fe-связей. Освобождающийся при этом уг­лерод еще не может образовать стабильного карбида железа в виде частиц цементита Fe₃C, обособившихся от кристаллической решетки мартенсита.

Поэтому в мартенсите отпуска образуются лишь высокодисперсные частички карбидов промежуточного состава (Fe^C), когерентно связан­ные с его решеткой (такая связь означает, что пограничные атомы этих карбидных образований одновременно входят в состав ячеек матричной решетки мартенсита). Часть из освободившихся атомов углерода вместе с имеющимися в стали атомами азота образуют вокруг дислокаций атмо­сферы Коттрелла.

Из вышеизложенного следует, что при низком отпуске наряду с процес­сами, обусловливающими разупрочнение мартенсита из-за частичного выхо­да из него атомов углерода (уменьшение числа ковалентных Fe—С—Fe-связей, частичное устранение искажений решетки и остаточных внутренних напряжений), происходят процессы и противоположного характера. К ним относятся образование стопоров в виде высокодисперсных карбидных вклю­чений и атмосфер Коттрелла, затрудняющих работу дислокационного меха­низма пластической деформации. При низком отпуске плотность дислокаций снижается лишь незначительно, оставаясь на уровне 10"—10¹² см"² в зави­симости от содержания углерода.

Таким образом, образующийся в результате низкого отпуска отпущен­ный мартенсит Н> обладает более благоприятным комплексом механических свойств, сочетающим высокий уровень твердости с некоторым, хотя и не­большим, запасом вязкости и пластичности.

В связи с этим низкому отпуску подвергают изделия первой группы, включающей в себя режущий и мерительный инструмент, а также штампы для холодной штамповки и цементированные детали (для обеспечения высо­кой износостойкости цементированного слоя).

Среднетемпературный (средний) отпуск производится при температу­ре от 350 до 450 °С (иногда до 470 °С). При таком нагреве завершается рас­пад мартенсита, приводящий к образованию нормальных по составу и внут­реннему строению феррита и цементита. Однако вследствие все еще недос­таточной интенсивности диффузионных процессов размер зерен образую­щихся фаз оказывается очень малым.

Образующийся при среднем отпуске продукт называется троститом от­пуска Т₀. В нем, в отличие от тростита закалки, цементит представлен не пластиночками, а в виде мельчайших зерен, что обусловливает его более высокую вязкость в сравнении с троститом закалки

Вследствие происходящих в мартенсите при среднем отпуске диффузион­ных процессов почти устраняются ковалентные Fe—С—Fe-связи и искажения ОЦК решетки oc-Fe, уменьшается плотность дислокаций (до 10*—10¹⁰ см"²),

ликвидируются («рассасываются») атмосферы Коттрелла, а также снижается уровень остаточных напряжений.

Сложившиеся у Т₀ фазовая и дислокационная структуры обеспечивают материалу изделий благоприятный для пружин, рессор и им подобных изде­лий комплекс механических свойств, т. е. высокий предел упругости, соче­тающийся с вполне удовлетворительной для изделий этой группы вязкостью.

Высокотемпературный (высокий) отпуск осуществляется при 500—650 °С. При таких условиях нагрева при усилившихся диффузионных процессах происходит образование более крупных, чем у Т₀, зерен феррита и цементи­та, сопровождающееся дальнейшим снижением плотности дислокаций (до 10⁸—10⁹ см"²) и практически полным устранением остаточных напряжений.

Получающийся при высоком отпуске продукт распада мартенсита, на­зываемый сорбитом отпуска С₀, обладает максимальной для стали вязко­стью, сочетающейся с удовлетворительными показателями прочности. Такой комплекс является идеальным для деталей машин, подвергающихся динами­ческим и циклическим нагрузкам. Благодаря этому преимуществу термиче­скую обработку, сочетающую закалку и высокий отпуск, издавна называют улучшением.

Отпуск при более высоких температурах (близ точки Ас,) нецелесообра­зен вследствие черезмерного роста зерен цементита, что приводит к образо­ванию структуры зернистого перлита и, как следствие, к значительному снижению прочности и особенно вязкости.