Превращение остаточного
аустенита происходит выше температур заметного снижения твердости
(при 200— 240° С), поэтому в нетеплостойких сталях после отпуска при
150—180° С он сохраняется почти полностью и, превращаясь при хранении или
эксплуатации инструмента, может вызывать изменение его
размеров.
Режимы отпуска. Низкие температуры отпуска (100—130° Q назначают для
инструмента, работающего при повышенном изнашивании, но почти без
динамических нагрузок (штампового и режущего инструмента из сталей
высокой твердости, измерительного инструмента, бритв), которые должны
обладать высокой твердостью.
Отпуск при 150—180° С
устанавливают для большинства металлорежущих и некоторых
деревообрабатывающих инструментов, работающих с небольшими ударными
нагрузками, которые должны обладать твердостью HRC
61-63.
Отпуск при 200—240° С,
снижающий твердость до HRC 57—58,
применяют главным образом для штампов, деформирующих мягкие
материалы.
Отпуск инструментальных сталей,
упрочняемых в результате мартенситиого превращения и дисперсионного
твердения (теплостойкие стали). Цель отпуска инструментов из этих сталей
заключается в обеспечении одновременно высокой твердости и
теплостойкости.
Изменение твердости в
зависимости от температуры отпуска наиболее характерной стали этого типа
(быстрорежущей PI8) показано на рис. 6.
В сталях этого класса в
зависимости от температуры отпуска проходят различные
процессы.
1. Обеднение мартенсита углеродом и в некоторой степени легирующими элементами
(незначительное), выделение и коагуляция цементитного карбида (150— 300°
С), в состав которого могут входить хром,
вольфрам, молибден (рис. 7). В результате этого отпуска понижается
твердость, но возрастают прочность и ударная вязкость, что является
следствием снижения склонности к хрупкому разрушению в результате
уменьшения концентрации углерода в мартенсите и снятия возникших при
закалке напряжений.
2. Распад мартенсита и образование специальных
карбидов (400—600° С). В настоящее время наиболее широко распространена
точка зрения, что упрочнение при отпуске сталей этого класса
происходит в основном за счет выделения карбидов типа М2С.
Это положение находит подтверждение при рентгенографических и
электронно-микроскопических исследованиях фаз, выделяющихся при
отпуске.
В результате выделения
дисперсных карбидов при 550—600° С твердость быстрорежущей стали
возрастает до максимального значения; одновременно повышается предел
прочности. Пластичность и вязкость
стали при этом снижаются (см. рис. 6). Более высокий отпуск (600—650° С)
усиливает выделение карбидов и их коагуляцию, вызывает еще больший
распад мартенсита (рис. 7) и снижает твердость. Прочность и ударная
вязкость при этом также несколько
снижаются.
