професора А.Д. Коваля 5 страница

5.6.5 За допомогою структурної діаграми визначити необхідний вміст кремнію для одержання феритної, ферито-перлитної чи перлитної структури металевої основи у двох відливках із сірого чавуну товщиною 10 та 100 мм (при вмісті вуглецю 3%).

Таблиця 5.6 – Вплив хімічного складу та швидкості охолодження на структуру сірого чавуну

Товщина відливки, мм	Вміст Si, % (мас.), для отримання структури
Ф+Г	Ф+П+Г	П+Г

5.7 Зміст звіту

Завдання п. 5.2, рис. 5.1, графік графітизаційного відпалення, схеми мікроструктур досліджених зразків чавунів, графік залежності “твердість - кількість перлиту”, табл. 5.6, висновки і пояснення.

5.8 Рекомендована література

[1], с. 217-224; [2], с. 147-156; [3], с. -; [4], с. 203-222; [5], с. 144-156; [6], с. 165-175.

ЛАБОРАТОРНА РОБОТА № 6
Вивчення загартовуваності та прогартовуваності вуглецевих і легованих сталей

Мета роботи - вивчити вплив температури нагрівання та швидкості охолодження на властивості сталей У8, ШХ15, Х12Ф; співставити загартовуваність сталей 35, 45, У8; визначити прогартовуваність сталей У10 та ШХІ5.

6.1 Загальні відомості

Термічною обробкою прийнято називати технологічні процеси, що складаються з нагрівання, витримки та певного охолодження металевих виробів і напівфабрикатів з метою зміни їх структури та властивостей.

Гартування – вид термічної обробки, що приводить до утворення в сталях нерівноважної структури. Для цього сталі нагрівають вище температур фазових перетворень, витримують, після чого швидко охолоджують. На структуру та властивості сталей впливають процеси при нагріванні до аустенітного стану, а також подальше перетворення аустеніту при різних ступенях переохолодження.

6.1.1 Перетворення в сталях при нагріванні

При нагріванні сталі вище 727°С (А₁) перлит перетворюється в аустеніт дифузійно, тобто зі зміною концентрації вуглецю в фазах:

П(Ф_0,02%С+Ц_6,67%С)®А_0,8%С .

Кристали аустеніту зароджуються найчастіше на міжфазних межах “ферит-цементит”. Перетворення складається з двох процесів, що одночасно відбуваються в структурі: поліморфного перетворення Ф®А та розчинення кристалів цементиту в аустеніті. Оскільки в кожній перлитній колонії зароджується декілька центрів кристалізації аустеніту, перетворення приводить до того, що в межах перлитної колонії виростає декілька зерен аустеніту, тобто утворюється більш дрібнозерниста структура.

Під час довготривалої витримки після завершення аустенітизації або підвищенні температури нагрівання розпочинається процес збиральної рекристалізації, тобто ріст зерен аустеніту. Швидкість росту аустенітних зерен при цьому неоднакова у різних сталей і значною мірою залежить від наявності карбідоутворювачів та способу розкислення при плавленні. У легованих сталях титан, ванадій, цирконій, ніобій, вольфрам, молібден утворюють стійкі при температурах аустенітизації карбіди, що розташовуються на межах зерен аустеніту та стримують ріст зерен. З аналогічної причини сталі, розкислені алюмінієм, є спадково дрібнозернистими (нітриди та оксиди алюмінію – бар’єри на шляху міграції меж зерен), на відміну від спадково крупнозернистих сталей, розкислених лише феросиліцієм або феромарганцем.

У залежності від умов нагрівання та складу сталі одержують зерно аустеніту різного розміру, що значною мірою впливає на властивості продуктів його перетворення. Продукти перетворення дрібнозернистого аустеніту мають більш високу міцність, пластичність, твердість, в’язкість у порівнянні з продуктами перетворення крупнозернистого аустеніту.

Сталі, що мають грубу крупнозернисту структуру, отриману внаслідок високотемпературного нагрівання, називають перегрітими. Перегрівання, коли зерна виростають до граничного розміру, виправляється повторною аустенітизацією із нагріванням до більш низьких температур. Перепалення – це значне перегрівання, що супроводжується окисленням меж зерен великого розміру і відноситься до невиправного браку.

6.1.2 Перетворення аустеніту при різних ступенях переохолодження

Якщо сталь від температури аустенітизації охолоджувати до температури нижче 727°С (А₁), аустеніт буде знаходитись в метастабільному стані, що викличе його перетворення, механізм і кінетика якого зумовлені ступенем переохолодження.

Вплив ступеня переохолодження на стійкість переохолодженого аустеніту та швидкість його перетворення зображається графічно у вигляді діаграми ізотермічного перетворення (рис. 6.1).

Рисунок 6.1 – Діаграма ізотермічного перетворення переохолодженого аустеніту сталі У8

Перетворення аустеніту в інтервалі 727...550°С для сталі У8 називається перлитним; 550...240°С - бейнітним (проміжним); 240...мінус 50°С - мартенситним.

Перлитне перетворення А_0,8%С®П(Ф_0,02%С+Ц_6,67%С) відбувається за дифузійним механізмом, внаслідок чого утворюються пластинчасті структури перлитного типу, дисперсність яких оцінюється середньою сумарною товщиною суміжних пластинок фериту та цементиту Dl і залежить від ступеня переохолодження. Так, наприклад, якщо перетворення проходить при температурі вище 650°С, то утворюється груба суміш кристалів фериту та цементиту (Dl= (5...7)10^{-7 м), що називають перлитом.}

Перетворення при 640...590°С дає більш тонку структуру - сорбіт (Dl=(3...4)10^-7 м), а в інтервалі - 580...550°С - найбільш дисперсну ферито-цементитну суміш - троостит (Dl = (1...2)10^-7 м). Дисперсність продуктів перетворення зумовлює їх твердість (і міцність): у перлиту НRС 10...20, сорбіту - 20...30, трооститу - 30...40.

Уведення в сталь легувальних елементів змінює стійкість переохолодженого аустеніту та швидкість перетворення в перлитній і проміжній областях внаслідок гальмування дифузійних процесів. Всі легувальні елементи, крім кобальту, підвищують стійкість аустеніту та зменшують швидкість його перетворення; криві початку та кінця перетворення пересуваються праворуч, збільшується час інкубаційного періоду. Елементи карбідоутворювачі, крім того, змінюють і форму С-кривих (рис. 6.2).

Мартенситне перетворення проходить при безперервному охолодженні в інтервалі температур Мп-Мк (початок і кінець перетворення). Ізотермічна витримка в цьому температурному інтервалі приводить до стабілізації аустеніту, тобто перетворення в цьому випадку не завершується і в структурі спостерігається залишковий аустеніт. Аустеніт зберігається в структурі сталей, що містять 0,5 %С і більше, якщо охолодження ведуть лише до кімнатної температури, тому що збільшення концентрації вуглецю приводить до пониження Мк нижче 0°С (рис. 6.3). Більшість легувальних елементів (крім кобальту, алюмінію, кремнію) зменшують температури початку Мп та кінця Мк мартенситного перетворення і сприяють збільшенню кількості залишкового аустеніту.

а – криві початку перетворення аустеніту для сталей У8 та 70С2; б – діаграма перетворення для сталі 40Х2Н2М

Рисунок 6.2 – Схеми діаграм ізотермічного перетворення аустеніту у вуглецевих і легованих сталях

Рисунок 6.3 – Вплив вмісту вуглецю на температури Мп та Мк у вуглецевих сталях

Мартенситне g®a перетворення здійснюється за бездифузійним механізмом, коли атоми переміщуються на відстань меншу, ніж міжатомна. Кристали мартенситу когерентно пов’язані з кристалами первинного аустеніту, а їх взаємна орієнтація відповідає співвідношенню: (110)_М//(111)_А; [111]_М//[110]_А. У зв’язку з бездифузійним характером перетворення (А_0,8%С®М_0,8%С) весь вуглець залишається у пересиченому твердому розчині і деформує при цьому кристалічну ОЦК гратку фериту, внаслідок чого мартенсит має тетрагональну об’ємноцентровану гратку (рис. 6.4).

Рисунок 6.4 – Тетрагональна гратка мартенситу (с/а – ступінь тетрагональності)

Таким чином, мартенсит - нерівноважна фаза - пересичений твердий розчин втілення атомів вуглецю в a-Fe. Чим більше вуглецю в мартенситі, тим вище ступінь тетрагональності, і відповідно вища твердість сталі при меншій пластичності (при вмісті в сталі 0,6... 0,8%С твердість мартенситу НRС 64 і більше).

Для визначення швидкості охолодження, що забезпечує одержання необхідної структури, на практиці використовують експериментально побудовані термокінетичні діаграми перетворення переохолодженого аустеніту при безперервному охолодженні (рис. 6.5). Ці діаграми дозволяють визначити критичну швидкість охолодження Vкр - мінімальну швидкість, при якій аустеніт перетворюється в мартенсит без розпаду на ферито-цементитну суміш. При охолодженні із швидкістю меншою, ніж Vкр, утворюються структури перлитного типу, що видно на прикладі сталі У8 (табл. 6.1).

Критична швидкість охолодження - важлива технологічна характеристика, що залежить від хімічного складу сталі та температури аустенізації. Легувальні елементи (за винятком кобальту) підвищують стійкість переохолодженого аустеніту, зміщують праворуч лінії ізотермічної та термокінетичної діаграм, внаслідок чого зменшується Vкр. При наявності карбідів, нітридів і інших фаз в сталях, до складу яких входять легувальні елементи, збільшується Vкр. Критична швидкість дещо зменшується із збільшенням гомогенності аустеніту та розміру його зерен.

Рисунок 6.5 – Схема термокінетичної діаграми перетворення аустеніту сталі У8

Бейнітне (проміжне) перетворення проходить в інтервалі температур між перлитним і мартенситним перетвореннями аустеніту. Бейніт є двофазною сумішшю фериту та цементиту, в якій ферит дещо пересичений вуглецем. Головна особливість перетворення - поліморфний перехід g®a відбувається за мартенситним механізмом. У сталі У8 бейніт утворюється при ізотермічній витримці, в легованих сталях - і при безперервному охолодженні.

Таблиця 6.1 – Структура і твердість сталі У8 у залежності від швидкості охолодження із аустенітної області

°С/с	Охолоджувальне середовище	Структура	НRС
0,5	з піччю	перлит	10...20
5,0	повітря	сорбіт	20...30
	олія	троостит	30...40
100,0	гаряча вода	троостомартенсит	50...55
200,0	холодна солона вода	мартенсит із залишковим аустенітом	60...65

6.1.3 Технологічні особливості гартування сталі

Вибір оптимальних температур нагрівання при гартуванні вуглецевих і малолегованих сталей ґрунтується на діаграмі Fe-Fe₃C (рис. 6.6). Критичні точки (температури фазових перетворень) при термообробці сталі позначають так:

А₁ - відповідає лінії PSK (727°С), тобто евтектоїдному перетворенню А®П;

А₃ - відповідає лінії (GS) поліморфного перетворення А(g)®Ф(a);

Аcm - температури початку утворення (при охолодженні) або розчинення (при нагріванні) цементиту вторинного в аустеніті (лінія SE).

Рисунок 6.6 – Оптимальні температури нагрівання вуглецевих сталей при гартуванні

Внаслідок гістерезису процесів розчинення та утворення цементиту, g®a перетворення, критичні температури не збігаються при нагріванні та охолодженні, тому їх позначають додатковими індексами: с - при нагріванні (chofage) та r - при охолодженні (rechofage).

У більшості випадків при гартуванні бажано одержати структури з максимальною твердістю, тобто мартенсит, наступне відпускання якого дозволяє знизити твердість і поліпшити ударну в’язкість, пластичність сталі, отримати необхідні структуру та властивості.

Розрізняють повне та неповне гартування. Повне гартування сталі здійснюють охолодженням з однофазної зони (після нагрівання вище температур Ас₃ та Ас_cm); неповне – із зони міжкритичних температур (Ас₁...Ас₃, Ас₁...Ас_cm).

Оптимальна температура нагрівання для повного гартування доевтектоїдних сталей складає:

t_нагр = Ас₃ + (30...50)°С.

Така температура забезпечує утворення дрібнозернистого аустеніту при нагріванні, що в свою чергу, сприяє утворенню при охолодженні зі швидкістю V>Vкр дрібнокристалічного мартенситу. При неповному гартуванні доевтектоїдних сталей (Ас₁<t_нагр<Ас₃) у структурі зберігається ферит, що зменшує їх твердість.

Евтектоїдну та заевтектоїдні сталі піддають неповному гартуванню, оптимальна температура нагрівання складає:

t_нагр = Ас₁ + (30...50) °С,

після чого їх структура складається з мартенситу, цементиту та залишкового аустеніту.

Кристали вторинного цементиту (Ц_ІІ) підвищують зносостійкість інструментальних сталей тому, що мають більшу твердість, ніж мартенсит.

Після повного гартування (t_нагр>Ас_cm) твердість заевтектоїдних сталей менше внаслідок розчинення Ц_ІІ, росту зерен аустеніту і утворення грубих кристалів мартенситу, а також збільшення кількості залишкового аустеніту. При високих температурах нагрівання можливе зневуглецювання поверхні деталі, а при швидкому охолодженні - виникнення жолоблення та гартувальних тріщин, що призводять до руйнування виробів.

Легувальні елементи впливають на температури фазових перетворень. Так, наприклад, феритостабілізатори (хром, вольфрам, молібден, ванадій, кремній, алюміній тощо) зсувають точки А₃ та А₁ уверх по температурній осі, і, таким чином, підвищують температуру нагрівання для гартування; аустенітостабілізатори, навпаки, переміщують їх вниз (нікель, азот, мідь, марганець), зменшують тим самим температури гартування.

Тривалість нагрівання визначається необхідністю забезпечення наскрізного нагрівання деталі та завершення фазових перетворень, але вона не повинна бути надто довгою, щоб не спровокувати ріст зерен аустеніту та зневуглецювання поверхневого шару.

Загальна тривалість нагрівання у випадку гартування визначається як:

t_заг = t_н + t_і,

де t_н – час наскрізного прогрівання, що залежить від форми, розміру деталей, їх розміщення, типу печі, хімічного складу сталі;

t_і - час ізотермічної витримки для завершення фазових перетворень.

Всі легувальні елементи зменшують теплопровідність сталі, тому леговані сталі необхідно нагрівати більш повільно для запобігання утворення значних термічних напружень. Час ізотермічної витримки легованих сталей приблизно в 2...2,5 рази більший порівнянно з вуглецевими у зв’язку з тим, що, по-перше, легувальні елементи (крім кобальту) гальмують перетворення П→А, а, по-друге, необхідно мати додатковий час для вирівнювання концентрації в аустеніті не лише вуглецю, але й легувальних елементів.

Вибір середовища для охолодження зумовлено необхідністю одержати структуру мартенситу в заданому перерізі деталі, не викликаючи при цьому виникнення дефектів (тріщин, жолоблення, деформації, високих залишкових напружень в поверхневих шарах). При гартуванні вуглецевих сталей найчастіше застосовують воду або водні розчини солей, кислот і лугів.

Легувальні елементи знижують Vкр, тому в легованих сталях мартенситна структура може утворюватися при повільнішому охолодженні в олії, на повітрі, що зменшує можливість появи дефектів.

6.1.4 Загартовуваність і прогартовуваність сталей

Загартовуваність - здатність сталі підвищувати твердість при гартуванні. Загартовуваність залежить, головним чином, від вмісту вуглецю в сталі і визначається чисельним значенням твердості.

Прогартовуваність - здатність сталі гартуватися на певну глибину. Прогартовуваність вимірюється відстанню (мм) від поверхні до напівмартенситноі (50 % мартенситу і 50% трооститу) або мартенситної зони, розташування якої визначають послідовним вимірюванням твердості.

Усі фактори, що збільшують стійкість переохолодженого аустеніту та зменшують Vкр, покращують прогартовуваність (рис. 6.7).

Рисунок 6.7 – Залежність прогартовуваності від критичної швидкості охолодження для вуглецевої (1) та легованих сталей (2, 3)

Кількісна характеристика прогартовуваності - критичний діаметр Дкр циліндричного прутка, що наскрізь прогартовується у даному охолоджувачі. Для забезпечення наскрізного прогартовування деталі необхідно, щоб Дд£Дкр, де Дд – дійсний діаметр виробу.

Найменш трудомістким методом визначення прогартовуваності вважається метод торцевого гартування (ГОСТ 5657-69), що дозволяє на одному зразку (d=25мм та l=100мм) без його перерізання визначити прогартовуваність сталі у будь-якому охолоджувачі.

6.2 Завдання на підготовку до лабораторної роботи

6.2.1 Описати основні положення перетворень в сталі при нагріванні та охолодженні.

6.2.2 Зарисувати ізотермічну та термокінетичну діаграми перетворення аустеніту сталі У8. Нанести на ній швидкості охолодження, що відповідають різним гартівним середовищам.

6.2.3 Зарисувати сталеву частину діаграми Fe-Fe₃C та вказати на ній інтервал оптимальних температур гартування сталей.

6.3 Контрольні запитання для самоперевірки і контролю підготовленості до лабораторної роботи

6.3.1. Критичні точки при термічній обробці сталі та їх фізична сутність.

6.3.2. Гартування. Вибір оптимальних температур гартування. Вплив легувальних елементів.

6.3.3. Повне та неповне гартування, їх застосування для різних сталей.

6.3.4. Вплив легуючих елементів на ріст зерна аустеніту. Спадково крупно- та дрібнозернисті сталі.

6.3.5. Діаграма ізотермічного перетворення аустеніту сталі У8.

6.3.6. Перлитне перетворення; перлит, сорбіт, троостит, їх властивості.

6.3.7. Мартенситне перетворення. Будова та властивості мартенситу гартування.

6.3.8. Термокінетична діаграма перетворення аустеніту сталі У8.

6.3.9. Критична швидкість охолодження; фактори, від яких вона залежить.

6.6.10. Вплив легувальних елементів на технологічні характеристики та термічну обробку сталей.

6.3.11. Вплив вуглецю та легувальних елементів на температури Мп, Мк, кількість Азал.

6.3.12. Що таке загартовуваність і прогартовуваність; фактори, від яких вони залежать?

6.4 Матеріали та прилади

Нагрівальні печі, твердомір типу ТК-2; гартувальні баки з водою та мінеральною олією, наждачний верстат для зачищення зразків, установка для визначення прогартовуваності, зразки досліджуваних сталей, номограми прогартовуваності.

6.5 Вказівки з техніки безпеки

Робота виконується відповідно до загальної інструкції з техніки безпеки (додаток А)

6.6 Порядок виконання роботи

6.6.1 Провести термічну обробку зразків відповідно до режимів, наведених у таблиці 6.2.

6.6.2. Заміряти твердість зразків досліджуваних сталей (35, 45, У8, ШХ15, ХІ2Ф) і дані занести в таблицю 6.2.

6.6.3. За експериментальними даними (табл. 6.2) побудувати графіки залежностей “твердість - температура нагрівання” для сталі У8; “твердість - швидкість охолодження” для сталі У8; “твердість після гартування з оптимальної температури - вміст вуглецю” для сталей 35, 45, У8.

6.6.4. Методом торцевого гартування визначити прогартовуваність сталей У10 та ШХ15. Побудувати графік “твердість - відстань від торця” для цих сталей. Користуючись номограмами, визначити Дкр для різних гартівних середовищ. Дані занести в таблицю 6.3.

Таблиця 6.2 - Твердість і структура сталей після різних режимів термічної обробки (ТО)

Марка сталі	Час нагрівання	tнагр, °С	Охолоджу-вальне середовище	Vохол, °С/с	Твердість НRС (HRB)	Структура після ТО
до ТО	після ТО
У8	1хв/1мм		вода
У8	²¾²¾²		вода
У8	²¾²¾²		олія	50...60
У8	²¾²¾²		повітря
У8	²¾²¾²		вода
	²¾²¾²		вода
	²¾²¾²		вода
ШХІ5	2хв/1мм		олія	50...60
Х12	²¾²¾²		олія	50…60

Таблиця 6.3 - Прогартовуваність сталей У10 і ШХ15

Марка сталі	Критичний діаметр (Дкр) в середовищах, мм
Вода	Олія	Повітря
У10
ШХ15

6.6.5. Пояснити (письмово) одержані залежності, визначити оптимальну температуру гартування та швидкість охолодження для утворення мартенситу в сталі У8. Пояснити причини більшої загартовуваності сталі У8 порівняно зі сталями 35 і 45 та більш високу прогартовуваність сталі ШХ15 порівняно зі сталлю У10.

6.7 Зміст звіту

Сталева частина діаграми Fe-Fe₃C, термокінетична та ізотермічна діаграми перетворення аустеніту (рис. 6.1, 6.5, 6.6), табл. 6.2 та 6.3, графіки залежностей (п. 6.6.3, 6.6.4) і висновки (п. 6.6.5).

6.8 Рекомендована література

[2], с. 190-197; [3], с. 152-184, 199-216;

[4], с. 209-245, 248-252, 256-273; [5], с. 157-183, 197-212; [5], с. 79-82, 96-102; [6], с. 80-81, 85-97, 100-105; [8], с. 41-85, 179-198.

ЛАБОРАТОРНА РОБОТА № 7
Вплив температури відпускання на структуру та властивості загартованих сталей

Мета роботи - вивчити вплив температури відпускання на властивості сталей У8, ШХ15 та Х12Ф; ознайомитися із видами та призначенням відпускання.

7.1 Загальні відомості

Відпускання - вид термічної обробки, в результаті якої при нагріванні нижче температури А₁ в попередньо загартованих сталях відбуваються фазові перетворення, що наближають їх структуру до рівноважної. Мета гартування з відпусканням - одержати більш високий рівень механічних властивостей порівняно із відпаленим або нормалізованим станом.

Унаслідок гартування одержують структуру мартенситу та залишкового аустеніту (його кількість залежить від вмісту вуглецю та легувальних елементів у сталі, температури гартування). При відпусканні відбувається розпадання мартенситу з виділенням вуглецю і утворенням карбідів, а також перетворення залишкового аустеніту; зменшуються залишкові напруження та дефектність кристалічної гратки твердого розчину. З підвищенням температури відпускання структура сталі наближається до рівноважного стану.

7.1.1 Перетворення при відпусканні

Перше перетворення полягає у виділенні з мартенситу частини вуглецю з утворенням метастабільних карбідів Fe_хС з гексагональною граткою, когерентно пов’язаною з граткою мартенситу. Збіднення вуглецем твердого розчину йде нерівномірно - зберігаються мікроділянки з його вихідним вмістом. Зменшення кількості розчиненого вуглецю знижує тетрагональність мартенситу - довжина зразка при цьому зменшується, релаксують залишкові напруження, знижується крихкість. У вуглецевих сталях це перетворення відбувається в інтервалі температур 80...200°С.

Друге перетворення характерне одночасним перебігом кількох процесів: продовжується розпадання мартенситу, перетворюється залишковий аустеніт, починається карбідне перетворення. Розпадання мартенситу розповсюджується на весь об’єм, зникає неоднорідність твердого розчину, в мартенситі після відпускання при 300°С залишається приблизно 0,2 % вуглецю.

Перетворення залишкового аустеніту відбувається за бейнітним механізмом: утворюється суміш маловуглецевого мартенситу та дисперсних карбідів. Якщо в загартованій сталі багато залишкового аустеніту, то перетворення останнього супроводжується збільшенням об’єму (довжини) зразка. Друге перетворення проходить при температурах 200...300°С.

Структура сталі, що утворюється після першого та другого перетворень, носить назву відпущеного мартенситу.

При температурі близько 250°С починається перетворення карбіду Fe_xC у цементит.

Третє перетворення у вуглецевих сталях спостерігається при 300...400°С. Завершується розпадання мартенситу і карбідне перетворення. Із мартенситу виділяється весь надлишковий вуглець у вигляді карбідів, у зв’язку з цим тетрагональна гратка стає ОЦК, тобто мартенсит перетворюється у ферит. Порушується когерентність фаз і відокремлюються гратки фериту та e -карбіду. Одночасно e -карбід перетворюється у цементит Fe₃С. Довжина зразка зменшується. Ферито-карбідна суміш, що утворюється до кінця третього перетворення, називається трооститом відпускання.

Нагрівання до більш високих температур (400-700°С) ініціює зміни у структурі, не пов’язані із фазовими перетвореннями (змінюються форма та розміри карбідів, відбуваються процеси віднови і рекристалізації фериту). В цьому полягає сутність четвертого перетворення.

В інтервалі температур третього перетворення цементит має форму пластин, починаючи від 400°С відбувається їх коагуляція (укрупнення) і сфероїдизація (округлення). Швидкість цих процесів зростає із підвищенням температури. Починаючи від 400°С густина дислокацій у фериті зменшується, зерна укрупнюються, а їх форма наближається до рівноважної і, таким чином, повністю усувається фазовий наклеп, що виникає при мартенситному перетворенні. Ферито-карбідна суміш, що утворюється при температурі 450...650°С, називається сорбітом відпускання (зернистим сорбітом). При температурі відпускання, близькій до А₁, утворюється груба ферито-цементитна суміш - зернистий перлит.

7.1.2 Вплив легувальних елементів на процеси відпускання

Більшість легувальних елементів підвищують температуру другого та третього перетворень, зменшують швидкість коагуляції карбідів і впливають на карбідні перетворення.

Легування сталі хромом, молібденом, вольфрамом, ванадієм, кобальтом, кремнієм ускладнює розпадання мартенситу і воно завершується лише при 400...600°С, завдяки чому сталь робиться теплостійкою (зберігає високу твердість до цих температур відпускання).

Більшість легувальних елементів підвищують температуру перетворення залишкового аустеніту до 400...600°С, а, наприклад, у багатолегованих швидкорізальних сталях його перетворення в мартенсит спостерігається лише після відпускання при 550...600°С і наступного охолодження до 20°С.