Лахтин Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение

Подождите немного. Документ загружается.

Начало

распада

fr-4>+Fe

C(n)

Конец распада A~<P+FejC(/7)

\А+Т

\ Начат

превращения

Скорость

охлаждения

Рис.

119. Наложение

кривых

ох-

лаждения (а) на диаграмму изо-

термического распада аустенита,

схема

влияния

скорости охлажде-

ния на температуру превращения

аустевлта (б) и количество струк-

турных составляющих (в) в эвтек-

тоиднон стали

Аустенит

Скорость

охлаждения

до точки

превращается

мартенсит, называют

критической

ско-

ростью

закалки.

При

охлаждении легированных сталей

различными скоростями обра-

зуются более сложные структуры

(рис. 120).

Если распад аустенита

в пер-

литной

зоне протекает быстрее,

чем в

промежуточной,

то при

охлаждении

небольшой скоростью образуется перлит (кривая

). При

охлаждении

большей скоростью

(t>

)

наряду

перлитом получается бейнит,

при

этом

часть аустенита,

не

претерпевшая распада

перлитной

бейнитной обла-

стях, превращается

мартенсит.

этом

случае

структура

будет

состоять

из

перлита, бейнита, мартенсита

некоторого количества остаточного

ау-

стенита

(рис.

120,

в).

Частичное превращение

бейнитной области изменяет состав аустени-

та,

он

обогащается углеродом, поэтому снижается температура, соответ-

ствующая точке

, и

увеличивается количество остаточного аустенита.

При

еще

большей скорости охлаждения

(рис.

120,

а,

кривая

)

частично

происходит перлитное превращение, большая часть аустенита переохла-

ждается

до

температуры, соответствующей точке

, и

превращается

мартенсит. После охлаждения сталь

будет

иметь

структуру,

состоящую

из

троостита, мартенсита

остаточного аустенита.

При

скорости охлажде-

ния

выше критической скорости закалки (кривая

)

образуется только

мартенсит. Критическая скорость закалки неодинакова

для

разных сталей

зависит

от

устойчивости аустенита, определяемой составом стали.

Чем

больше

его

устойчивость,

тем

меньше критическая скорость закалки.

Угле-

181

Аустенит

—

Начало

распада

—/7

Конец распада

А~П

]

начало

образования

(5ейнита)

Превращение

аусте-

нита

мартенсит

Время (1пХ)

а)

Рис.

120. Превращение

переохлаж-

денного

аустенита легированной

i a. in, обладающего высокой

ус-

тойчивостью

при

температурах

промежуточного

превращения:

а — кинетика изотермического

превращения

переохлажденного

аустенита;

— влияние скорости

охлаждения на темпера

гуру

прек-

ращения

аустенпта;

— влияние

скорости

охлаждения

на

количе-

ство структурных составляющих

после

окончания превращения

родистые стали имеют

Скорость

охлаждения

бейнит

Аустенит

(ост)

Скорость

охлаждения

в)

высокую критическую скорость закалки

(800

—

200°С/с).

Наименьшей величиной критической скорости

обладает

эв-

тектоидная сталь.

Чем

крупнее зерно аустенита

и чем

больше

его

однород-

ность

(т. е. чем

выше температура нагрева),

тем

выше устойчивость пере-

охлажденного аустенита

меньше критическая скорость закалки.

Легирующие элементы, повышая устойчивость аустенита, резко

сни-

жают

критическую скорость закалки. Например,

при

введении

1% Сг

сталь

с 1% С

критическая скорость закалки уменьшается

в 2

раза,

а при

введении

0,4% Мо

критическая скорость закалки снижается

от 200 до

50'С/с. Сильно снижают критическую скорость закалки марганец

никель,

меньшей степени

ее

снижает вольфрам.

Для

многих легированных сталей

критическая скорость снижается

до

2О-ЗО°С/с

ниже. Кобальт является

единственным легирующим элементом, понижающим устойчивость

аусте-

нита

повышающим критическую скорость закалки.

9. ТЕРМОКИНЕТИЧЕСКИЕ ДИАГРАММЫ ПРЕВРАЩЕНИЯ

ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА

Диаграммы изотермического распада аустенита

могут

только приближен-

но

характеризовать превращения, протекающие

при

непрерывном

охлаж-

дении.

Время минимальной устойчивости аустенита при непрерывном

охлаж-

дении

в 1,5

раза больше,

чем

при изотермическом распаде.

Отсюда

первом

приближении величина критической скорости закалки

(°С/с)

может быть

определена

по

формуле

182

10 10

Врет,

)

10* 1 10 1О

Время,

10"

Рис.

121. Термокинетичсскне диаграммы превращения. переохлажденного аустснита:

а — эвтектоидная сталь; о — дспвтектоидная легированная сталь с

0,39",',

С, 1,0% Сг;

0,15"^

Мо. Тонкие линии на диаграмме для эвтектоидной стали соответствуют диаграмме

изотермического превращения переохлажденного аустеннта

где A

— температура, соответствующая равновесной точке (727°С);

mil,

— температура минимальной устойчивости переохлажденного аустени-

та ; т

т1п

— время минимальной устойчивости аустенита в перлитной обла-

сти.

В последнее время для разработки технологии термической обработки

используют кроме диаграмм изотермического распада аустенита, необхо-

димых для различных изотермических методов обработки, термокинетиче-

ские

диаграммы. По этим диаграммам можно получить точные данные

температурных интервалах протекания фазовых превращений при не-

прерывном

охлаждении и об образующихся при этом структурных состав-

ляющих.

Термокинетические

диаграммы также строят в координатах температу-

ра - время на основе анализа серии кривых охлаждения, на которых отме-

чают температуры начала и конца перлитного и промежуточного превра-

щений

и соответственно области этих превращений (рис. 121). Эти

диаграммы показывают, что при малых скоростях охлаждения в углероди-

стой стали протекает только диффузионный распад аустенита с образова-

нием

ферритно-цементитной структуры различной степени дисперсности

(перлит, сорбит, троостнт). При высоких скоростях охлаждения (выше г

)

диффузионный

распад аустенита подавляется, и аустенит претерпевает

только мартенситное превращение. В легированной стали

существует

область промежуточного превращения, где аустенит претерпевает распад

образованием бейнита (рис. 121,6). Повышение скорости охлаждения

подавляет перлитное превращение и приводит к образованию бейнита.

Промежуточное превращение не идет до конца, и поэтому после охлажде-

ния

наряду с бейнитом всегда

будут

присутствовать мартенсит и оста-

точный

аустенит. Для получения мартенситной структуры охлаждение дол-

жно

происходить со скоростью выше критической, когда перлитное

бейнитное превращение становится невозможным.

IS?

10. ПРЕВРАЩЕНИЕ МАРТЕНСИТА И ОСТАТОЧНОГО

АУСТЕНИТА ПРИ НАГРЕВЕ (ОТПУСК СТАЛИ)

Термическую обработку, заключающуюся в нагреве обычно закаленной

стали до температуры ниже точки А

называют

отпуском.

Типичная

структура закаленной стали — мартенсит и остаточный аусте-

нит,

которые являются неравновесными фазами. Переход стали в более

устойчивое состояние должен сопровождаться распадом мартенсита

остаточного аустенита с образованием структуры, состоящей из феррита

цементита. Распад этих фаз идет по диффузионному механизму, и поэто-

му скорость процесса в основном обусловлена температурой нагрева. Из

указанных фаз при нагреве в первую очередь начинает распадаться

мартенсит.

Распад мартенсита (первое превращение при отпуске). На

первой

стадии

превращения,

протекающего при температуре ниже

150°С,

в кристаллах

мартенсита образуются s-карбиды. На образование частиц этих карбидов

углерод

расходуется только из участков мартенсита, непосредственно

окружающих кристаллы выделившихся карбидов. Концентрация

углерода

этих участках резко уменьшается,

тогда

как более удаленные участки со-

храняют исходную концентрацию

углерода,

полученную после закалки.

Таким

образом, после нагрева до низких температур (ниже

150°С)

в стали

наряду с частицами выделившихся карбидов одновременно присутствуют

два

а-твердых

раствора (мартенсита) с более высокой (исходной) и низкой

концентрацией

углерода.

В связи с этим данный тип распада мартенсита называют

прерывистым.

При

температурах меньше 150

С скорость диффузии мала, поэтому

образующиеся частицы карбидов не увеличиваются, а распад мартенсита

сопровождается зарождением новых частиц карбида, обычно на границах

кристаллов мартенсита и в местах с повышенной плотностью дефектов.

Выделяющиеся карбидные частицы имеют форму тонких пластинок

толщиной

в несколько атомных слоев и длиной в несколько сот ангстрем.

Пластинки

е-карбида когерентно связаны с решеткой ос-раствора (рис. 122).

Вследствие того что удельные объемы Е-карбида и а-раствора различны,

между

ними возникают сильные микроискажения кристаллических реше-

ток

обеих фаз.

Вторая

стадия

распада мартенсита протекает при 150

—

350°

С. На этой

стадии выделяются карбиды из мартенсита, и, следовательно, он обедняет-

ся

углеродом.

с(—раствор

? р р р я р ?Уч ч ч я q9 9

<?$

? ф p't q q q q

ф ф

ффбфПз

о о о оо оЦ)фф

„„ „

IIII

. . .

1ЛЛА

л Рис. 122. Схема возникновения иска-

ооро

« Ф • • 1999 9 .. ,

IIIII

о о

IАЛА

Л жснии решетки при образовании заро-

999°|

Кароид

|Т?? ? дыша внутри кристаллика ос-твсрдо-

ФФФФ|

• • • •

J999

9 го раствора. Решетки карбида и а-фа-

ффффдо

о_о _о °_ ° °1?ФФ 9 зы связаны между собой (когерентны).

ффф^с;

Ч Ч V У У РуФФФ Белые кружки— атомы железа, чер-

фф^ц'о.Ь,!}

ф ф 6/ 0 ф $ if () ные — атомы углерода.

ббЬЪЪЪЬбо

/S 6 6 6 6 6

(Х-раствор

184

100

150 ZOO 250 300 350

Температура отпуска

а)

О 5 10 15 20 Ч

Время

отпуска

Рис.

123.

Содержание

углерода

мартенсите:

—в

зависимости

от

температуры

отпуска

(стали

с 0,4; 0,6 и

1,2%С);

—

зависимости

от

продолжительности

отпуска

(сталь

1,2% С)

При

этих температурах отпуска диффузия углерода возрастает,

кри-

сталлы карбидов укрупняются

результате притока атомов углерода

из

областей твердого раствора (мартенсита)

повышенной концентрацией

углерода. Поэтому

конечном счете концентрация углерода

кристаллах

мартенсита оказывается близкой

однородной.

Частицы

карбидов, образующиеся при низкотемпературном отпуске,

по

кристаллографическому строению

составу отличаются

от

цементита.

В мартенсите после низкотемпературного отпуска присутствует гексаго-

нальный

е-карбид

(Fe

— вероятно

C).

Образование е-карбида при

от-

пуске вместо более стабильного цементита объясняется тем,

что на

грани-

це а-раствора

s-карбида сопряжение решеток лучше,

следовательно,

поверхностная энергия ниже,

чем на

границе мартенсита

цементита,

поэтому возникновение критического зародыша этого карбида

требует

меньшей

флуктуации энергии.

При

низкотемпературном отпуске легированных сталей

не

происходит

диффузионного

перераспределения легирующих элементов,

поэтому

вы-

деляющиеся частицы карбидов имеют такое

же

среднее содержание леги-

рующих элементов,

как и в

мартенсите.

Структуру, образующуюся

результате распада мартенсита при темпе-

ратурах

ниже

35О°С,

называют

отпущенным

мартенситом,

который отли-

чается

от

мартенсита закалки меньшей концентрацией

в нем

углерода

включением дисперсных кристалликов s-карбида, когерентно связанных

решеткой мартенсита. Содержание углерода

отпущенном мартенсите

определяется температурой

продолжительностью нагрева,

также соста-

вом исходного мартенсита.

Чем

выше температура отпуска,

тем

меньше

содержание углерода (рис. 123, а)

твердом растворе (мартенсите).

С уве-

личением

длительности нагрева

при

этих температурах сначала наблю-

дается интенсивное выделение углерода,

затем процесс замедляется

при

больших выдержках практически прекращается (рис. 123,6).

Обеднение раствора углеродом приводит

тому,

что

степень

его

тетра-

гональности (с/а) постепенно уменьшается

и при

300

—35О°С

становится

практически

равной единице,

как в

кубической решетке.

Это

свидетель-

ствует

том,

что

количество углерода, остающегося

ос-твердом растворе

(мартенсите),

приближается

равновесному. Однако решетка а-раствора

остается упругоискаженной

отличается повышенной плотностью дефек-

185

тов строения. Распад мартенсита при отпуске сопровождается уменьше-

нием

объема.

Легирующие элементы оказывают незначительное влияние на распад

мартенсита только при температурах ниже

150°С.

При более высоких тем-

пературах введение в сталь Cr, Mo, W, V, Si и Т i сильно тормозит

про-

цессы распада мартенсита, образования и роста частиц карбидов. Это

имеет большое практическое значение. Если в углеродистой и низколеги-

рованной

стали состояние отпущенного мартенсита, обладающего высо-

кой

твердостью, сохраняется лишь до 250-350

С, то в высоколегирован-

ной

стали такое состояние сохраняется до

450-500

и выше.

Превращение

остаточного аустенита (второе превращение при отпуске).

При

отпуске высокоуглеродистых и многих легированных среднеуглеро-

дистых сталей, содержащих повышенное количество остаточного аустени-

та, при 200 —ЗОО°С происходит бейнитное превращение. В результате пре-

вращения

остаточного аустенита образуются те же фазы, т. е. обедненный

углеродом мартенсит и частицы карбидов, что и при отпуске закаленного

мартенсита при той же температуре, но структурное состояние продуктов

распада отличается от получаемых при превращении мартенсита.

Большинство

легирующих элементов не только увеличивает количество

остаточного аустенита в закаленной стали из-за снижения температуры

М„,

но и повышает температурный интервал его распада при отпуске.

В некоторых высоколегированных сталях, например быстрорежущих, со-

держащих 25

—

35% остаточного аустенита, распад его протекает после от-

пуска при 5ОО-60О°С.

Снятие

внутренних напряжений и карбидное превращение (третье превра-

щение

при отпуске). При 350

—

400°С

полностью завершается процесс выде-

ления

углерода

из а-раствора (мартенсита), происходит нарушение коге-

рентности

и обособление решеток феррита и карбида, связанное с одновре-

менным

протеканием карбидного превращения, в результате которого

образуется цементит (sFe

C -»

C).

Кроме

того, изменяются размеры и форма карбидных частиц (она при-

ближается к сфероидальной). Наряду с карбидным превращением при этих

температурах отпуска также происходит изменение субструктуры - поли-

гонизация

а-фазы и релаксация макро- и микронапряжений, возникающих

при

закалке в процессе мартенситного превращения. Образующуюся после

отпуска при 350

—400°С

структуру

обычно называют

трооститом

отпуска.

Коагуляция

карбидов (четвертое превращение при отпуске). Повышение

температуры отпуска до

500°С

и выше в углеродистых и многих

низко-

среднелегированных сталях не вызывает изменения фазового состава.

Однако

с повышением температуры изменяется микроструктура; проте-

кает процесс коагуляции и сфероидизации карбидов.

Коагуляция

карбидов в процессе отпуска происходит вследствие пере-

носа

атомов

углерода

через а-твердый раствор, при этом происходит рас-

творение более мелких и ррст более крупных частиц карбидов при обедне-

нии

углеродом а-твердого раствора (см. стр. 69). Структуру стали после

высокого отпуска называют

сорбитом

отпуска.

Частицы

карбидов в

структуре

троостита или сорбита отпуска в отли-

чие от троостита и сорбита, полученных в результате распада переохлаж-

денного аустенита, имеют зернистое, а не пластинчатое строение. Образо-

186

ванне

зернистых

структур

улучшает

многие свойства стали. При одинако-

вой твердости, пределе прочности и пластичности сталь с зернистой

структурой имеет более высокие значения предела текучести, относитель-

ного сужения и ударной вязкости.

результате

коагуляции размер частиц карбидов становится ~ 10-10 ~

мм,

тогда

как после отпуска при

400-450

С их величина 3

•

10"

мм

(троостит отпуска). При температурах, близких к точке А

{

, образуется еще

более грубая ферритно-карбидная

структура

(диаметр карбидных частиц

~30-Ю~

мм), называемая

зернистым

перлитом

(зернистым цементи-

том).

Легирующие элементы Mo. W, V, Сг замедляют процесс коагуляции,

поэтому после отпуска при одинаковой температуре сталь, легированная

этими

элементами, сохраняет более высокую дисперсность карбидных час-

тиц

и соответственно большую прочность. При указанных высоких темпе-

ратурах

становится возможной диффузия и легирующих элементов, кото-

рая

приводит к их перераспределению

между

ферритом и цементитом.

Карбидообразующие элементы (Mo, W, Сг) диффундируют из феррита

цементит, некарбидообразующие (Ni, Co, Si) — из цементита в феррит.

Обогащение цементита легирующими элементами до предела насыщения

приводит к его превращению в специальный карбид

(М

зС

М7С3, М

С,

который образуется в тех самых местах, где ранее были частицы

цементита (превращение «на месте»). Возможно, однако, и прямое (или не-

посредственное) выделение частиц специальных карбидов, вызывающее эф-

фект

дисперсионного (или вторичного) твердения (МС).

Влияние отпуска на механические свойства. Распад мартенсита при от-

пуске влияет на все свойства стали. При низких температурах отпуска (до

200

—25О°С)

уменьшается склонность стали к хрупкому разрушению. В слу-

чае низкотемпературного отпуска твердость закаленной и отпущенной ста-

ли не зависит от содержания в ней легирующих элементов и определяется

основном содержанием

углерода

в а-растворе. В связи с этим высокоуг-

леродистые стали, имеющие высокую твердость после закалки, сохраняют

ее (более высокое содержание

углерода

в мартенсите) и после отпуска при

температурах до

2ОО-25О°С.

Прочность и вязкость стали при низких тем-

пературах отпуска несколько возрастают вследствие уменьшения макро-

микронапряжений и изменения структурного состояния. Повышение тем-

пературы отпуска от 200

—

250 до 500

—

600°С

заметно снижает твердость,

пределы прочности, текучести и повышает относительное удлинение и су-

жение (рис. 124, а).

Это объясняется уменьшением содержания

углерода

в а-растворе, сры-

вом когерентности на границе

между

карбидами и а-фазой, развитием

ней сначала процесса возврата, а затем, при высокой температуре, про-

цессов рекристаллизации и коагуляции карбидов.

Все легированные стали, особенно содержащие карбидообразующие

элементы, после отпуска при одинаковых температурах обладают более

высокой

твердостью, чем углеродистые, что связано с замедлением про-

цесса распада мартенсита, образования и коагуляции карбидов. В сталях,

содержащих большое количество таких элементов, как хром, вольфрам

или

молибден, в

результате

отпуска при высоких температурах

(500

—600°С)

наблюдается

даже

повышение твердости, связанное с выделе-

187

НВ

б,кгс/нм

300

ZOO

100

110

<>пу

-V

НВ

кгс-н/сн*-

200

400

а)

600

°С

100

J00

500

700 "С

Рис.

124.

Влияние температуры отпуска

на

механические свинств» закаленной стали

0,45%С

{а)

изменение ударной вязкости легированной стали

зависимости

от

температуры отпуска

последующей скорости охлаждения

(б)

нием

мартенсите частиц специальных карбидов, повышающих сопроти-

вление пластической деформации.

Хрупкость

при

отпуске легированных сталей.

При

отпуске (250 — 400

500 —

550°С)

некоторых легированных сталей снижается ударная вязкость.

Такое снижение вязкости получило название

отпускной

хрупкости.

В легированной стали

могут

возникнуть

два

вида отпускной хрупкости

(рис.

124,6).

Первый

вид

отпускной хрупкости, называемой

необратимой

отпускной

хрупкостью,

или

хрупкостью

рода, наблюдается

результате отпуска

при

250—400°С.

Отличительной особенностью хрупкости

рода является

ее

не--

обратимый характер; повторный отпуск

при той же

температуре

не

улуч-

шает вязкости. Хрупкость этого вида устраняется нагревом

до

темпера-

-туры свыше

400°С,

снижающим, однако, твердость. Последующий нагрев

при

250

—400°С

не

снижает

ударную

вязкость.

Сталь

состоянии необратимой отпускной хрупкости имеет блестящий

межкристаллитный излом. Хрупкое состояние обусловлено возникнове-

нием

объемно-напряженного состояния, получающегося

при

неоднород-

ном

распаде мартенсита.

связи

этим отпуск

области температур

на-

иболее интенсивного развития хрупкости

рода

не

проводят.

Второй

вид

отпускной хрупкости, называемой

обратимой

отпускной

хрупкостью,

или

хрупкостью

рода, наблюдается

некоторых сталях

определенной легированное™, если

они

медленно охлаждаются

(в

печи

или

даже

на

воздухе)

после отпуска

при

500

—550°С

или их

слишком долго

выдерживают

при

500

—55О°С.

При развитии хрупкости

рода происходит

сильное уменьшение ударной вязкости

и, что

самое главное, повышение

порога хладноломкости.

стали

состоянии хрупкости

рода умень-

шается работа зарождения трещины,

особенно

ее

распространение. Этот

вид хрупкости

не

возникает, если охлаждение

температуры отпуска

про-

водят быстро, например

воде

(см.

рис. 124,6).

При

быстром охлаждении

с температур отпуска 500 —

55О°С

излом — волокнистый, характерный

для

вязкого состояния. После медленного охлаждения получается хрупкий кри-

сталлический излом.

188

Существенным признаком хрупкости II рода является ее обратимость.

Хрупкость, возникшая в

результате

медленного охлаждения с 500

—55О°С,

может быть устранена повторным отпуском при 600

—650°С

с последую-

щим быстрым охлаждением. Она может быть вызвана вновь дополни-

тельным отпуском определенной длительности при 500

—550°С.

Хрупкость II рода наиболее часто наблюдается в сталях, содержащих

повышенное количество фосфора или марганца, кремния, хрома или же

при одновременном введении в сталь хрома и никеля или марганца.

Введе-

ние в сталь молибдена или вольфрама в небольших количествах (0,2

—

0,3%

Мо или

0,5-0,7%

W) значительно уменьшает склонность ее к отпускной

хрупкости.

Появление хрупкости II рода наиболее вероятно связано с диффузией

растворенных атомов некоторых элементов к границе зерна и насыщением

поверхностных слоев зерна этими элементами без выделения избыточных

мелкодисперсных фаз (карбидов, фосфидов и т. д.). Особенно значительное

влияние оказывает обогащение пограничных зон фосфором, снижающим

работу

образования межзеренных трещин, что приводит к развитию от-

пускной хрупкости.

Многие исследователи связывают хрупкость II рода с выделением

из

ос-раствора по границам зерен дисперсных фаз: карбидов, нитридов,

фосфидов и т. д.

11.

ТЕРМИЧЕСКОЕ

И ДЕФОРМАЦИОННОЕ СТАРЕНИЕ

УГЛЕРОДИСТОЙ

СТАЛИ

Под

старением понимают изменение свойств, протекающее во времени без

заметного изменения микроструктуры. Эти процессы происходят главным

образом в низкоуглеродистых сталях.

Известны

два вида старения стали: термическое и деформационное

(механическое).

Термическое

старение. Оно протекает в результате изменения раствори-

мости

углерода и азота в а-железе (см. рис. 79) в зависимости от

температуры.

При

ускоренном охлаждении с 650

—700°С

(как, например, при сварке,

охлаждении тонкого листа после прокатки и т. д.) в низкоуглеродистой

стали задерживается выделение третичного цементита и при комнатной

температуре фиксируется пересыщенный сх-раствор (феррит). При после-

дующей выдержке стали при комнатной температуре (естественное старе-

ние)

или при повышенной температуре

50—150°С

(искусственное старение)

происходит образование атмосфер Коттрелла или распад твердого раст-

вора с выделением третичного цементита (s-карбида) в виде дисперсных час-

тиц.

Старение технического железа (стали) может быть связано также и с

выделением из твердого раствора частичек нитрида

или

Термическое

старение заметно протекает в низкоуглеродистых сталях.

При

более высоком содержании углерода вследствие зародышевого воз-

действия большого количества цементитных частиц, образовавшихся при

перлитном

превращении, самостоятельного выделения третичного цемен-

тита (е-карбида) не наблюдается.

189

Деформационное (механическое)

старение.

Этот процесс протекает после

пластической деформации, если она происходит при

температурах

ниже

температуры рекристаллизации, и особенно при

20°С.

Деформационное

старение развивается в течение 15—16 суток при 2(ГС и в течение несколь-

ких минут при 200

—350

С.

Термическое и деформационное старение повышают прочность, твер-

дость, порог хладноломкости и резко снижают

ударную

вязкость. По-

вышение прочности при термическом старении объясняется тем, что выде-

лившиеся из феррита карбиды и нитриды создают значительные микрона-

пряжения

и затрудняют движение дислокаций. При деформационном

старении основное упрочнение, вероятно, связано не с выделением избы-

точной фазы, а с образованием атмосфер Коттрелла из атомов

углерода

азота вокруг скоплений дислокаций, что затрудняет их движение. При

нагреве деформированной стали возможно образование частиц карбидов

метастабильной нитридной фазы

или стабильного нитри-

да

В сталях возможно термодеформационное старение, т. е. одновремен-

ное протекание термического и деформационного старений. Старение от-

рицательно сказывается на эксплуатационных и технологических свойствах

многих сталей. Оно может протекать в строительных и мостовых сталях,

подвергаемых пластической деформации при гибке, монтаже и сварке, и,

усиливаясь охрупчиванием при низких

температурах,

явиться причиной

разрушения конструкции. Развитие деформационного старения резко

ухуд-

шает штампуемое! ь листовой стали, поэтому многие

углеродистые

стали

подвергают обязательно испытаниям на склонность их к деформационно-

му старению.

Склонность

стали к старению снижается при модифицировании ее алю-

минием,

титаном или ванадием.