Влияние легирующих элементов на устойчивость переохлажденного аустенита.

Как известно, устойчивость переохлажденного аустенита к распаду характеризуется диаграммами изотермического превращения аустенита. Изменение содержания углерода н легирование аустенита влияют на кинетику перлитного и промежуточного превращений и температуру мартенситного превращения.

На рис. 13 приведены такие диаграммы для углеродис­тых сталей с разным содержанием углерода. Устойчивость аустенита характеризуется С-образными кривыми начала и конца превращений. В доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях перлитному превращению предшествуют линии вы­деления избыточных фаз (феррита и цементита соответст­венно).

Некарбидообразующие элементы (Ni, Аl, Si, Сu), прин­ципиально не меняя вид С-кривой, смещают ее по темпе­ратуре превращения и повышают устойчивость аустенита, т.е. увеличивают инкубационный период распада, сдвигая линии по диаграмме вправо. Исключение составляет ко­бальт, который уменьшает время до начала распада.

Карбидообразующие элементы (Сr, Мо, W, V) сущест­венно изменяют вид диаграммы и кинетику превращения, обусловливая четкое разделение перлитного и бейнитного превращения с появлением области повышенной устойчи­вости аустенита между ними.

Разделение перлитного и промежуточного превраще­ний на диаграмме распада вообще свойственно легирован­ным сталям при наличии в их составе нескольких легирую­щих элементов независимо от их карбидообразующей спо­собности, хотя при наличии карбидообразователей эта особенность ярче проявляется.

Легирующие элементы по-разному влияют на перлит­ное, промежуточное и мартенситное превращения.

 

Рис. 13 - Диаграммы изотермического распада аустенита в углеродистых сталях:

а - доэвтектоидная сталь (0,45% С); б - эвтектоидная сталь (0,8% С); в - заэвтектоидная сталь (1,2 % С)

 

В перлитной области все легирующие элементы (Mn, Ni, Mo, W и др.), за по­дключением кобальта, если они переведены в аустенит при нагреве, увеличивают устойчивость переохлажденного аустенита. Особенно эффективно увеличивают инкубаци­онный период молибден и марганец, несколько слабее влияет хром и никель. Уменьшает его кобальт. В доэвтектоидных сталях легирующие элементы могут по-разному влиять на выделение избыточного феррита и образование ферритокарбидной смеси. Так, кремний и алюминий ускоряют процесс образования избыточного феррита, но замедляют рас­пад на ферритокарбидную смесь, а марганец и никель за­медляют оба процесса.

Уве­личение содержания углерода существенно уменьшает скорость образования избы­точного феррита в доэвтек­тоидных сталях и повышает скорость образования избы­точного карбида в заэвтектоидных сталях, а скорость образования ферритокарбидной смеси максимальна при его концентрации, близ­кой к эвтектоидной. В промежуточной обла­сти наиболее эффективно увеличивают устойчивость аустенита углерод и азот. Легирующие элементы Мn, Сr, Ni, Мо, W и другие рас­ширяют инкубационный пе­риод начала промежуточно­го превращения, но суще­ственно в меньшей степени, чем они влияют на перлит­ное превращение. Как известно, промежуточное, превра­щение в отличие от перлитного не завершается полным распадом аустенита, часть аустенита остается нераспав­шейся. Легирование увеличивает количество остаточного аустенита при бейнитном распаде.

После легирования промежуточное превращение сме­щается в область более низких температур, в результате чего в высоколегированных сталях оно может совпадать с мартенситным превращением.

Также легирование может влиять на устойчивость переохлажденного аустенита косвенно, в результате из­менения размера зерна, размера и количества нерастворенной карбид­ной фазы, состава и дисперсности неметаллических включений и других факторов. Все они могут заметно влиять на распад аустенита в пер­литной области, но практически не влияют на промежуточное превра­щение и температурный интервал мартенситного превращения. Так, перлитное превращение ускоряется за счет нерастворившихся в аустените карбидов, некоторых дисперсных неметаллических включений, уменьшения размера зерна.

Легирующие элементы оказывают также сильное влия­ние на температуру начала мартенситного превращения М_н (рис. 14). Наиболее сильно понижает М_н марганец, несколько сла­бее действуют хром, ванадий, ни­кель, молибден. Медь и кремний в количествах, применяемых в

 

 

 

Рис. 14 - Влияние содержа­ния легирующих элементов на температуру начала мар­тенситного превращения М_Н стали с 0,9 % С

 

 

стали, мало влияют на положение мартенситной точки. Кобальт и алюминий повышают мартенситную точку. Уг­лерод и азот сильно снижают тем­пературу мартенситного превраще­ния.

Влияние легирующих элементов до пределов их содер­жания в большинстве низколегированных и легированных сталей на температуру начала мартенситного превращения М_н может быть просуммировано.

 

Промежуточное превращение

Промежуточное (бейнитное) превращение по своим признакам – кинетики и механизму носит черты как диффузионного, так и бездиффузионного превращения. Специфика промежуточного превращения в том, что оно развивается при температурах, когда скорость диффузии металлических атомов железа и легирующих элементов крайне низкая, а скорость диффузии углерода еще значительна.

Промежуточное превращение в легированных сталях состоит из диффузионного перераспределения углерода в аустените, бездиффузионного g®a-перехода и карбидообразования.

До сих пор нет ни единого мнения относительно того, какой из процессов промежуточного превращения является ведущим.

Кинетика промежуточного превращения характеризуется рядом особенностей. К ним относится наличие инкубационного периода, неполное превращение аустенита в изотермических условиях и сохранение некоторого количества остаточного аустенита.

При разделении перлитного и промежуточного превращений в легированных сталях можно установить верхнюю температурную границу промежуточного превращения – температуру Б_н (b_s).

Легирование влияет на кинетику промежуточного превращения, хотя и в меньшей степени, чем на перлитное превращение. Так, в некоторых легированных сталях торможение изотермического превращения происходит во всем интервале промежуточного превращения, а в других – лишь при температурах верхней части этой области. В сталях, легированных 2 % Si и Сr, превращение аустенита останавливается по достижении определенного предела даже при самых низких температурах промежуточного превращения. При легировании сталей никелем или марганцем торможение превращения характерно лишь при высоких температурах промежуточного превращения, при более низких температурах аустенит превращается полностью.

Чем выше температура промежуточного превращения, тем выше содержание углерода в остаточном аустените. Содержание углерода в a-фазе, наоборот, растет с понижением температуры промежуточного превращения. Различное влияние температуры промежуточного превращения на содержание углерода в g- и a-фазах обуславливает разный характер карбидообразования при промежуточном превращении. При высоких температурах промежуточного превращения происходит выделение карбидов из g-фазы, а при низких – из пересыщенной a-фазы, причем при высоких температурах из аустенита выделяется карбид цементного типа.

Возможность выделения карбидной фазы из обогащенного углеродом аустенита при промежуточном превращении возрастает по мере повышения содержания углерода в стали, а также при легировании в последовательности: кремний, марганец, хром, никель.

Микроструктура продуктов промежуточного превращения – бейнит. Различают верхний бейнит, имеющий перистое строение, и нижний бейнит, характеризующийся наличием игольчатого строения. Структура нижнего бейнита подобна структуре низкоотпущенного мартенсита. В низкоуглеродистых легированных сталях при высоких температурах промежуточного превращения возможно образование так называемых зернистых структур.

Для промежуточного бейнитного превращения характерно образование микрорельефа на полированной поверхности образца подобно рельефу при образовании мартенсита.

Механические свойства существенно зависят от их структуры. Как правило, верхний бейнит имеет неблагоприятное сочетание механических свойств, низкое сопротивление хрупкому разрушению. Нижний бейнит имеет хороший комплекс механических свойств в ряде случаев превышающий свойства тех же сталей, обработанных путем закалки и отпуска на ту же прочность.

Разработаны бейнитные стали, в которых промежуточное превращение имеет малый инкубационный период, а условия охлаждения обеспечивают подавление выделения доэвтектоидного феррита.

Мартенситное превращение

Мартенситное превращение в легированных сталях и спла­вах развивается при низких температурах и больших сте­пенях переохлаждения относительно равновесной темпе­ратуры начала a®g - перехода. При температурах мартенситного превращения полностью подавлены диффузионные перемещения как металлических атомов железа и легиру­ющих элементов, так и металлоидных атомов углерода и азота, поэтому по своему механизму. Мартенситное превращение в сталях и сплавах является бездиффузионным.

Мартенситное превращение может протекать в углеродсодержащих легированных сталях, безуглеродистых легиро­ванных сталях, а также бинарных сплавах железо—леги­рующий элемент. В результате мартенситного превращения обычно образуется пересыщенный твердый раствор на, основе a-железа, причем в углеродсодержащих сталях твердый раствор пересыщен в основном углеродом, а в безуглеродистых легированных сталях — легирующими элементами. Содержание углерода и легирующих элементов в мартенсите такое же, как и в исходном аустените.

Кинетика мартенситного превращения в большинстве углеродистых, а также легированных конструкционных и инструментальных сталях носит атермический характер.

Типичная кривая атермического мартенситного превра­щения приведена на рис.15.

Как правило, атермическое мартенситное превращение происходит в сталях, мартенситная точка М_н которых лежит выше комнатной температуры.

Разновидностью атермического мартенситного превра­щения является взрывное мартенситное превра­щение, при котором некоторое количество мартенсита образуется мгновенно при температуре М_н. Взрывное мартенситное превращение наблюдается в железоникелевых сплавах и сталях с мартенситной точкой ниже комнатной темпе­ратуры.

 

Рис. 15 - Мартенситная кривая при атермическом характере превращения

 

 

В сталях с атермической кинетикой мартенситного пре­вращения наблюдается явление стабилизации аустенита. Если при закалке стали сделать промежуточную выдержку в мартенситном интервале температур, то общее количество мартенсита будет меньше, а количество остаточного аустенита больше, чем в случае непрерывного охлаждения до точки М_н, при этом с увеличением продолжительности выдержки это различие будет расти. После изотермической выдержки в мартенситном интервале образование мартен­сита при последующем охлаждении начинается не при этой температуре, а при более низкой, причем чем меньше тем­пература промежуточной выдержки, тем ниже температу­ра, начиная с которой вновь начинается образование мар­тенсита. Явление стабилизации аустенита может оказать­ся и при охлаждении стали с непрерывными, но разными скоростями. Так, в легированных сталях мартенситного класса, закаливаемых на воздухе, количество остаточного аустенита намного больше, чем в этих же сталях после за­калки в масле или в воде. При этом вследствие того, что углерод является элементом, наиболее сильно понижаю­щим мартенситные точки, в высокоуглеродистых сталях после замедленного охлаждения (например, при ступенча­той закалке) содержание остаточного аустенита может пре­вышать 20 %.

В сплавах на основе Fе—Сr—Ni и Fе—Ni—Мn, имею­щих мартенситную точку ниже комнатной температуры, мартенситное превращение может быть полностью подав­лено быстрым охлаждением до температуры жидкого азо­та (—196°С). Мартенситное превращение в таких сплавах идет при нагреве до более высоких температур и носит изотермический характер. Изотермическое мар­тенситное превращение в этих сплавах может протекать и при ступенчатом охлаждении с изотермическими останов­ками. Наиболее полно изотермическое мартенситное пре­вращение исследовано в безуглеродистых сплавах железа с 23 % Ni и 3-4 % Мn. В отличие от диффузионного перлитного превращения аустени­та мартенситное превращение в изотерми­ческих условиях никогда не идет до конца.

Влияние различного рода воздействий на аустенит может в значительной степени влиять на кинетику мартен­ситного превращения. Деформация аустенита при темпе­ратурах выше М_н может приводить к образованию мар­тенсита как в упругой, так и в пластической области. Мар­тенсит, образующийся при деформации в упругой области, называют мартенситом напряжения, а мартен­сит, получающийся под действием пластической деформа­ции, мартенситом деформации. В отличие от них мартенсит, образующийся при охлаждении в мартенситном интервале температур, называется мартенситом охлаждения.

Верхней температурной границей образования мартен­сита при пластической деформации является точка М_д, вы­ше которой мартенсит не образуется при любых степенях деформации. Температура М_д всегда лежит ниже точки Т_о, отвечающей равенству свободных энергий аустенита и мартенсита (рис. 16).

 

 

Рис. 16 - Влияние температуры на изменение свободной энергии аустенита и мартенсита

Рис.17. Влияние пластической деформации на образование мартенсита при не­прерывном охлаждении (а) и в изотермических условиях (б): а—сталь с 1,1 % С и 2,7% Мn; б—сплав Х17Н9

Аустенит, в котором при пластической деформации на­блюдается g®a-переход, часто называют метастабильным (по отношению к пластической деформа­ции) аустенитом.

При пластической деформации легированных марганце­вых, хромомарганцевых и хромоникелевых сталей может наблюдаться мартенситное превращение g®e®a, при ко­тором образуется промежуточный e-мартенсит с гексагональной плотноупакованной решеткой, который затем мо­жет переходить в a-мартенсит с ОЦК решеткой. Такое превращение наблюдается в тех случаях, когда сплавы имеют низкую энергию дефектов упаковки с сильным рас­щеплением дислокации, которые являются зародышами образования e-фазы с гексагональной решеткой

Влияние пластической деформации аустенита на по­следующее мартенситное превращение ниже точки Ми за­висит от степени деформации. Небольшая пластическая деформация может инициировать мартенситное превраще­ние, наоборот, большая степень деформации приводит к торможению мартенситного превращения как при непре­рывном охлаждении, так и изотермическом.

На рис. 17 показано влияние большой пластической де­формации (30 %) аустенита на образование мартенсита при охлаждении в стали с 1,1 % С и 2,7 % Мn, а также при изотермических выдержках в сплаве типа Х17Н9. 30%-ная пластическая деформация, хотя и вызвала обра­зование мартенсита порядка 10%, уменьшила общее коли­чество мартенсита, полученное при непрерывном охлажде­нии, от 70 (без деформации) до 48 % (после деформации). Пластическая деформация на 8 % вызвала увеличение ко­личества мартенсита, полученного в сплаве типа Х17Н9 при изотермических выдержках, тогда как деформация на 17 % уже значительно подавляет изотермическое мартен­ситное превращение.

Сложное влияние пластической деформации аустенита на мартенситное превращение объясняется, с одной сторо­ны, увеличением числа дефектов кристаллического строения и появлением локальных напряжений, способствующих мартенситному превращению, а с другой стороны, измене­нием структуры аустенита, затрудняющей когерентное об­разование и рост мартенситной фазы.

Мартенситное превращение в значительной степени мо­жет быть подавлено при фазовом наклепе, возникающем при gÛa-переходах в случае циклического нагрева и ох­лаждения.

Структура кристаллов мартенсита зависит от температуры мартен­ситного превращения, т.е. положения точки М_Н. При низких темпера­турах мартенситного превращения (высокоуглеродистые стали, леги­рованные железоникелевые сплавы с содержанием никеля примерна 30 % и др.) образуется пластинчатый (игольчатый) мартенсит, имею­щий форму пластины или линзы. Пластинчатые кристаллы мартенсита имеют двойникованное строение. В средней части такой линзы есть так называемый мидриб, представляющий собой область параллельных двойниковых прослоек. Однако полностью двойникопанное строение пластинчатые кристаллы мартенсита имеют только при очень низких температурах образования (например, сплав 25Н32, М_н = -150°С). В большинстве случаев кристаллы пластинчатого мартенсита двойникованы лишь частично в мидрибе, а в периферийных зонах не содержат двойников. Плотность дислокации в периферийных зонах мартенситного кристалла относительно невелика (10⁹—10¹⁰, см-²), она сравнима с плотностью дислокации после пластической деформации на 15—30 %.

Первичные кристаллы пластинчатого мартенсита растут в пределах исходного аустенитного зерна и, таким образом, длина их определяется размером аустенитных зерен. Вторичные кристаллы мартенсита растут в аустенитном зерне, разделенном первичными кристаллами на более мелкие участки.

В большинстве легированных конструкционных, а также углероди­стых сталей при содержании менее 0,6 % С образуется пакетный мартенсит, иногда называемый реечным или массивным. Пакетный мартенсит состоит из тонких параллельных мартенситных пластин, образующих пакет, имеющий приблизительно одинаковые ли­нейные размеры по всем направлениям.

Плотность дислокации в пластине пакетного мартенсита весьма вы­сока (10¹¹—10¹² см ^-2). Пакетный мартенсит может быть частично двойникован, однако, в меньшей степени, чем пластинчатый (игольчатый) мартенсит. Двойники в пакетном мартенсите образуются при более низких температурах мартенситного превращения, т.е. вблизи точки М_н.

По мнению некоторых ученых, в формировании пластинчатого мар­тенсита определяющую роль играет дополнительная (аккомодирующая) деформация двойникованием, а пластинчатого - скольжением. При по­нижении температура сопротивление скольжению растет в большей степени, чем сопротивление двойникованию, поэтому при низких темпе­ратурах мартенситного превращения формируется двойникованный мар­тенсит, а при более высоких — пакетный. В легированных сплавах по мере понижения мартенситной точки морфология мартенсита меняется от пластинчатого к пакетному.

В сплавах на Fe-Mn-C, Fe-Cr-Mn-C основах и других ле­гированных сталях с низкой энергией дефектов упаковки могут образовываться кроме аустенита, a- и e - мартенсит и протекать различные фазовые и структурные превращения, что открывает широкие возможности для получения разнообразных по структуре, свойствам и назначению сплавов. Пример микроструктуры пластин­чатого и пакетного мартенсита, а также e-мартенсита приведен на рис. 18.

Исключительно перспективными являются в настоящее время двухфазные (e + g) марганцевые сплавы, содержащие 16-25% Mn. В них наряду с аустенитом присутствует e - мартенсит (решетка ГПУ). При холодной пластической деформации образуется a - мартенсит при одновременном уменьшении количества e - мартенсита (переход e®a). Однако может быть и другая последовательность превращений, а именно, e®g®a. Это обусловлено тем, что e - фаза имеет дефекты упаковки ГЦК, облегчающие ее переход в аустенит при деформации, а из последнего уже образуется a - мартенсит. Еще одной особенностью является то, что e - мартенсит может образовываться в изотермических условиях при температурах ниже М_н^g®e. В чистом виде (без предварительного образования e - мартенсита охлаждения) изотермическое образование e - фазы при комнатной и отрицательной температурах наблюдается после многократных g®e - превращениях, в результате которых происходит стабилизация аустенита. Изотермическое g®e - превращение обеспечивает упрочнение сплавов при вылеживании в условиях комнатной температуры и самопроизвольную релаксацию напряжений, что исключает необходимость последующей термообработки для их уменьшения. Сплавы с ГПУ структурой обладают высокой демпфирующей способностью.

Большой практический интерес представляют немагнитные стали типа Г20С2 и Г20К2 на основе e - мартенсита. Легирование V, Nb и N позволяет увеличить количество e - мартенсита до 95% (сталь Г20К2АФБ15). Комбинированными обработками двухфазных e + g сплавов, использующих деформационный наклеп аустенита при различных температурах, прямые и обратные мартенситные превращения, протекающие в процессе самой деформации, получен высокий уровень механических свойств: s_В ³ 1200 МПа, s_0,2 ³ 1000 МПа, d ³ 10%.

 

 

Рис. 18 - Микроструктура мартенсита:

а — пластинчатый; б — пакетный; в — e-мартенсит, сталь Г20

 

 

ОТПУСК ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ

 

Общие закономерности влияния легирующих элементов на процессы, происходящие при отпуске закаленной стали, а, следовательно, и свойства такой стали после закалки и от­пуска, имеют большое значение для практики термической обработки различных конструкционных и инструментальных сталей.

При отпуске закаленной стали протекают процессы распада мартенсита, образования цементита и специальных карбидов, их коагуляция, распад остаточного аустенита, возврат и рекристаллизация матрицы.

Рассмотрим влияние легирующих элементов на отдель­ные процессы, происходящие при отпуске закаленной стали.

Распад мартенсита

Распад мартенсита включает формирование сегрегаций атомов углерода и легирующих элементов в твердом растворе у дефектов кристаллического строения, образование предвыделений и выделение углерода и легирующих эле­ментов в карбидную фазу. При этом мартенсит углеродис­тых сталей, имеющий объемно-центрированную тетрагональную (ОЦТ) решетку, переходит в феррит с ОЦК решет­кой. В легированной стали на­чальные стадии распада мартен­сита (150-200°С) практически протекают так же, как и в угле­родистой стали.

Легирующие элементы слабо влияют на кинетику распада мар­тенсита до температур отпуска 150-200 °С и существенно изме­няют ее при более высоких тем­пературах. Карбидообразующие элементы (Сr,Мо,W, V, Nb) силь­но замедляют распад мартенси­та — выделение из него углерода. Если в углеродистой стали прак­тически весь углерод выделяется из мартенсита при 250-300°С, то в сталях с карбидообразующими элементами этот процесс сдви­гается в сторону более высоких температур (до 400—500°С). Такое влияние этих элемен­тов, очевидно, связано с уменьшением термодинамической активности углерода в растворе, т.е. с увеличением сил связи между атомами углерода и карбидообразующего элемента в растворе.

Некарбидообразующие элементы (Ni, Сu) и слабый карбидообразующий элемент марганец практически не задер­живают выделение углерода из мартенсита, а по некото­рым данным даже несколько ускоряют этот процесс. Ис­ключение из некарбидообразующих элементов составляет кремний, который заметно задерживает распад мартенсита.

Изложенные закономерности иллюстрируются схемой рис. 19, показывающей выделение углерода из мартенсита в карбидную фазу в углеродистой и легированных сталях. Как видно из схемы, карбиды цементитного типа начинают формироваться независимо от легирования при одной и той же температуре (t_ц). Однако в стали, легированной карбидообразующими элементами, при более высоких темпера­турах цементита образуется меньше, так как большее количество углерода остается растворенным в мартенсите.

 

 

 

Рис. 19 - Схема выделения угле­рода из мартенсита и углеро­дистых (1), легированных некарбидообразующими элемен­тами кроме кремния (2) и карбидообразующими элементами (3) сталях (обобщение по лите­ратурным данным)

 

 

Если в мартенсите растворены два карбидообразующих элемента, температуры образования специальных карбидов которых различаются, то на кривой 3 будет наблюдаться (штриховая часть кривой 3) второе интенсивное выделение углерода из мартенсита при температуре t_к2. При этой температуре возникает специальный карбид второго, более сильного карбидообразующего элемента. Значения темпе­ратуры для хромистых сталей ориентировочно равны 400-500°С, для ванадиевых и молибденовых 500-550 °С, для ниобиевых и вольфрамовых 550-600°С.

 

 

Образование специальных карбидов и их коагуляция

При отпуске мартенсита так же, как и при перлитном пре­вращении, возможны два механизма образования специ­альных карбидов: через промежуточный карбид—легиро­ванный цементит (механизм на месте); путем непосредст­венного зарождения в твердом растворе.

Механизм зарождения специального карбида из легиро­ванного цементита состоит в перестройке его решетки в ре­шетку специального карбида после насыщения цементита легирующим элементом до предела растворимости в нем. Этот механизм предусматривает достаточно высокую растворимость легирующего элемента в цементите, необходи­мую для образования соответствующего специального карбида. Из всех карбидообразующих элементов только хром имеет высокую растворимость в цементите (до 20%). Мо­либден и вольфрам растворяются в нем в пределах деся­тых долей процента, а элементы IV и V групп (V, Nb, Тi, Zr и др.) практически не растворяются в цементите.

Имеющиеся литературные данные показывают, что по механизму «на месте» при отпуске закаленной стали может образовываться карбид хрома типа (Fе,Сr)₇С₃. В высокохромистых сталях при отпуске по механизму «на месте» возможен также переход (Fе,Сr)₇С₃ ® (Fе,Сr)₂₃С₆.

С повышением температуры отпуска зародившиеся кар­биды начинают коагулировать. Для каждой карбидной фа­зы существует свой температурно-временной интервал ко­агуляции. Склонность карбидных фаз к коагуляции умень­шается по мере удаления их от цементита в ряду стойкости карбидов. Так, если в углеродистой стали коагуляция це­ментита начинается при температурах отпуска 350—400°С, то в сталях, легированных карбидообразующими элементами, коагуляция начинается при отпуске 450—600°С.

Распад остаточного аустенита после закалки наряду с мартенситом в стали практически всегда имеется то или иное количество остаточного аустенита. В закаленных конструкционных сталях количество аустенита бывает до 3-5 %, в быстрорежущих сталях оно составляет 20-40%, а в высокохромистых полутеплостойких инструментальных сталях количество остаточного аустенита после закалки может доходить до 60-80%.

При распаде остаточного аустенита на бейнит легирующие элементы (Mn, Cr, Ni, W, Si) повышают температуру отпуска, при которой протекает это превращение. Если в углеродистой стали остаточный аустенит распадается на бейнит при температурах отпуска 200-300°С, то в легированных сталях в зависимости от состава и содержания легирующих элементов для этих целей необходим отпуск при температурах 400-600°С. Кинетика распада остаточного аустенита существенного отличается от кинетики изотермического распада аустенита. Это обусловлено тем, что остаточный аустенит расположен в виде тонких прослоек между кристаллами мартенсита и, следовательно, находится в напряженном состоянии, превращение его в бейнит происходит практически без инкубационного периода. Возникающий бейнит по свойствами структуре близок к продуктам распада мартенсита при данной температуре.

Превращение остаточного аустенита в мартенсит при охлаждении после отпуска может протекать в высоколегированных сталях, для которых характерна диаграмма изотермического распада аустенита.

Иногда (например, в случае быстрорежущей стали) для полного превращения остаточного аустенита в мартенсит требуется 2-4-х кратный отпуск. После такого отпуска твердость стали может быть даже более высокой, чем она была после закалки вследствие появления неотпущенного мартенсита. Поэтому такое явление иногда называют вторичной закалкой или вторичной твердостью.