Элементы теории термической обработки стали

Термической обработкой (ТО)называют процессы теплового воздействия по определенным режимам с целью изменения структуры и свойств сплава. Основные факторы воздействия при ТО: – температура t и время t. Поэтому процесс ТО обычно изображают в виде графика в координатах «температура – время» (рис. 52). Режим термической обработки характеризуют следующие основные параметры: температура нагрева t_max, т. е. максимальная температура, до которой был нагрет сплав при термической обработке; время выдержки сплава при температуре нагрева t_В, скорость нагрева υ_нагр и скорость охлаждения υ_охл.

Рисунок 52 – График (режим) простой термической обработки

 

Графиком «температура – время» может быть охарактеризован любой процесс термической обработки. Результатом ТО должно быть остаточное изменение свойств сплава, обусловленные фазовыми превращениями. Поэтому при выборе режима ТО данного сплава пользуются его диаграммой состояния.

При ТО происходит превращение, протекающее во времени, и невозможно установить, какое изменение вносит время, если неизвестно, каково устойчивое состояние сплава. Диаграмма состояния показывает, каким видам ТО может быть подвергнут сплав и в каких температурных интервалах следует производить обработку.

При изучении кристаллизации было видно, что этот процесс совершается вследствие того, что при изменившихся условиях одно состояние, например кристаллическое, более устойчиво, чем, например, жидкое. Фазовые превращения, которые совершаются в стали, также вызваны тем, что вследствие изменившихся условий, например температуры, одно состояние оказывается менее устойчивым, чем другое (рис. 53). Этим и вызываются превращения, протекающие в стали.

Рассматривая структурные превращения в стали, прежде всего необходимо указать, что основными являются три структуры, а переход их из одной в другую характеризуют основные превращения. Это аустенит, мартенсит и перлит. При термической обработке стали наблюдаются четыре основных превращения.

1 Превращение перлита в аустенит, протекающее выше точки А₁, выше температуры стабильного равновесия «аустенит – перлит»; при этих температурах из трех основных структур минимальной свободной энергией обладает аустенит (рис. 54):

Fe_α +Fе₃С → Fе_γ(С) или П → А.

2 Превращение аустенита в перлит, протекающее ниже А₁:

Fе_γ(С) → Fe_α +Fе₃С или А → П.

3 Превращение аустенита в мартенсит:

Fе_γ(С) → Fe_α(С) или А → М.

Это превращение наблюдается ниже температуры метастабильного равновесия аустенит – мартенсит (Т₀). При Т₀ более устойчивой фазой является перлит, однако работа, необходимая для образования мартенсита из аустенита, меньше, чем для образования перлита; поэтому ниже Т₀ образование перлита (феррито-карбидной смеси) из аустенита может произойти тольков результате превращения аустенита в мартенсит, а затем уже мартенсита в перлит.

Рисунок 53 – Изменение свободной энергии аустенита (F_A), мартенсита (F_M) и перлита (F_П) с изменением температуры

Таким образом, аустенито-мартенситное превращение в данном случае является промежуточным в процессе перехода аустенита в перлит.

4 Превращение мартенсита в перлит, точнее в феррито-карбидную смесь:

Fe_α(С) → Fe_α +Fе₃С или М → П.

Оно происходит при всех температурах, так как при всех температурах свободная энергия мартенсита больше свободной энергии перлита.

Образование аустенита при нагреве является диффузионным процессом и подчиняется основным положениям теории кристаллизации. По ДС «железо-цементит» при нагреве эвтектоидной стали (0,8 % С) перлит превращается в аустенит Ф + Ц ® А. Превращение состоит из двух одновременно протекающих процессов: полиморфного a®g перехода и растворения цементита в аустените.

В доэвтектоидной стали при нагреве выше температуры А_С1 (727⁰С) после превращения перлита в аустенит образуется двухфазная структура: аустенит и феррит. При дальнейшем нагреве в интервале температур А_С1- А_С3 феррит постепенно превращается в аустенит: содержание углерода в аустените при этом уменьшается в соответствии с линией GS на диаграмме.

Аналогично протекает превращение в заэвтектоидной стали, за исключением того, что вместо феррита в ней при нагреве присутствует цементит, который и растворяется в аустените при увеличении температуры.

Механизм превращения перлита в аустенит состоит в зарождении и росте зерен. Первоначальные зародыши аустенита при нагреве немного выше критической температуры А_С1 образуются сдвиговым путем при сохранении когерентных границ. При этом образуется назкоуглеродистый аустенит пластинчатой формы. Зародыш аустенита возникает на межфазной границе раздела феррита и цементита (рис. 54). При росте зародыша когерентность a и g решеток нарушается, сдвиговый механизм заменяется нормальным механизмом роста и зерна аустенита приобретают равноосную форму.

 

Рисунок 54 – Последовательные стадии превращения стали с ферритно-цементитной структурой при нагреве

Диаграмма изотермического образования аустенита - это экспериментально построенные диаграммы «время – температура – степень превращения» (рис. 55). Для построения образцы нагревают быстро до температур выше А_С1 и выдерживают различное время, фиксируя начало и конец превращения перлита в аустенит. Рост участков аустенита в результате полиморфного a®g превращения происходит гораздо быстрее, чем растворение цементита, поэтому после превращения феррита в структуре стали сохраняется еще некоторое количество цементита. (III).

Скорость превращения зависит от: 1 – температуры нагрева (с ростом температуры процесс превращения перлита в аустенит резко ускоряется);

2 – от исходного состояния (чем тоньше ферритно-цементитная структура, тем больше зародышей аустенита возникает и меньше пути диффузии, т.е. быстрее протекает превращение, сфероидизация перлита резко замедляет аустенитное превращение);

Рисунок 55 – Превращение перлита в аустенит при постоянной температуре

3 – от количества углерода в стали (чем больше углерода, тем больше количество цементита, следовательно, больше поверхность раздела, больше зерен аустенита образуется);

4 – от количества легирующих элементов (хром, ванадий, молибден, вольфрам образуют карбиды, трудно растворяемые в аустените, и тем самым замедляют процесс его образования);

5 – от скорости нагрева (чем выше скорость нагрева, тем при более высокой температуре происходит превращение аустенита).

Если начальное зерно аустенита мелкое, при дальнейшем нагреве или увеличении времени выдержки происходит избирательная рекристаллизация и зерно увеличивается. Чем выше скорость нагрева, тем мельче зерно аустенита. В зависимости от условий выплавки стали различают наследственно мелкозернистую сталь и наследственно крупнозернистую. Под наследственной зернистостью понимают склонность аустенитного зерна к росту.

Стали, раскисленные в процессе выплавки кремнием (феррокремнием) и марганцем (ферромарганцем), обладают склонностью к непрерывному росту зерна и называются наследственно крупнозернистыми. Стали, раскисленные дополнительно алюминием, ванадием или титаном, не обнаруживают роста зерна при нагреве до значительно более высоких температур и называются наследственно мелкозернистыми. Наследственная мелкозернистость обусловлена наличием мелкодисперсных частиц (карбидов, нитридов, окислов), растворяемых при более высоких температурах, тогда зерно аустенита начинает заметно расти.

Чем мельче зерно, тем выше прочность, пластичность и вязкость стали, ниже порог хладноломкости и меньше склонность к хрупкому разрушению. Размер зерна, полученный в стали в результате определенной термообработки, - это действительное зерно. Существует ГОСТ 5639-65 на определение балла зерна аустенита. Стали с номером зерна 1-5 считают крупнозернистыми, 6-15 – мелкозернистыми.

Перегрев– это продолжительный нагрев доэвтектоидной или заэвтектоидной стали при температурах, значительно превышающих А_С3 или А_сm, в результате образуется крупное действительное зерно, как при высокой, так и при комнатной температуре. Такие стали имеют видманштеттову структуру, излом таких сталей хрупкий. Исправить перегрев можно повторным нагревом стали до температуры выше точки А_С3. Пережог– еще более высокий нагрев в окислительной атмосфере, по границам крупных зерен образуются окислы железа. Излом стали камневидный. Пережог неисправимый дефект.

Термокинетические диаграммы распада аустенита. Если сталь со структурой аустенита, полученной в результате нагрева до температуры выше Ас₃ (для доэвтектоидной стали) или выше А_ст (для эвтектоидной стали) переохладить до температуры ниже А₁ , то аустенит оказывается в метастабильном состоянии и претерпевает превращение. Для более точной оценки превращений, совершающихся при непрерывно меняющейся температуре, пользуются так называемыми термокинетическими или анизотермическими диаграммами превращений аустенита, диаграммами, характеризующими превращение аустенита при различных скоростях охлаждения.

Для изучения изотермического превращения аустенита небольшие образцы стали нагревают до температур, соответствующих существованию стабильного аустенита, а затем быстро охлаждают до температуры ниже А₁ и выдерживают при этих температурах до полного распада аустенита.

Результаты исследования при постоянной температуре характеризует кривая, показывающая количество распавшегося аустенита в зависимости от времени, прошедшего с момента начала распада. Как видно из рис. 56 а, в течение некоторого промежутка времени (Н₁, Н₂, Н₃) распад аустенита экспериментально не фиксируется. Этот период называют инкубационным.

По истечении этого периода аустенит начинает распадаться с образованием более стабильных структур. В области повышенных температур распад протекает с образованием структуры из феррита и цементита. Скорость распада сначала быстро увеличивается, а затем постепенно замедляется. Через некоторое время (К₁, К₂, К₃) процесс распада полностью заканчивается или приостанавливается. Построение таких кривых после охлаждения до разных температур (t₁, t₂, t₃ и т.д.) позволяет получить диаграмму изотермического превращения аустенита (рис. 57 б). Для этого нужно отрезки времени, соответствующие началу (Н₁, Н₂, Н₃) и концу распада аустенита (К₁, К₂, К₃ и т. д.) или какой-то заранее принятой степени превращения для каждой из исследуемых температур (t₁, t₂, t₃), перенести на график, на котором до оси абсцисс откладывается время, а по оси ординат – температура, и одноименные точки соединить плавными кривыми. В диаграмме изотермического превращения аустенита (рис. 56 б) кривая 1 характеризует начало распада аустенита, а кривая 2 показывает время, необходимое для полного распада аустенита.

Рисунок 56 – Построение диаграммы изотермического превращения переохлажденного аустенита

Область, лежащая левее кривой начала распада аустенита (рис. 57 б), определяет продолжительность инкубационного периода; в интервале температур и времени, соответствующих этой области, существует переохлажденный аустенит, практически не претерпевающий заметного распада. Длительность инкубационного периода характеризует устойчивость переохлажденного аустенита. С увеличением переохлаждения его устойчивость быстро уменьшается, достигая минимума, и далее вновь возрастает.

Чем ниже температура распада аустенита, тем дисперснее феррито-цементитная смесь. Степень дисперсности характеризуют межпластинчатым расстоянием, оно равно усредненной суммой двух соседних толщин ферритной и карбидной пластин. Перлит образуется при распаде аустенита при малых степенях переохлаждения (до температур около 700⁰С). Твердость перлита НВ 180-250, l₀ =0,6-1,0 мкм.

При переохлаждениях до 650⁰С образуется мелкая феррито-карбидная смесь, которая называется сорбит. Твердость сорбита НВ 250-330, l₀+0,25-0,3 мкм. При охлаждении аустенита до 550⁰С образуется еще более мелкая феррито-карбидная смесь – троостит. Твердость троостита НВ 330-400, l₀=0,1-0,15 мкм. Сорбит и троостит называют квазиэвтектоидами, а перлит – эвтектоидом.

Однородный (гомогенный) аустенит всегда превращается в пластинчатый перлит. Следовательно, нагрев до высокой температуры образования гомогенного аустенита позволяет получать пластинчатый перлит. Если температуры нагрева недостаточно высоки, аустенит при них неоднороден, то в процессе его распада образуется зернистый перлит. Вероятно, оставшиеся не растворенными в аустените частицы являются дополнительными центрами кристаллизации и способствуют образованию зернистого цементита.

Твердость и прочность стали с феррито-перлитной смесью прямопропорциональны суммарной поверхности раздела между ферритом и цементитом. Поэтому, чем дисперснее структура стали, тем выше твердость, пределы прочности, текучести и выносливости возрастают. Относительное сужение и удлинение максимальны у сорбита, у троостита они падают.

При высокой скорости охлаждения образуется фаза, называемая мартенсит.Мартенсит – это упорядоченный пересыщенный твердый раствор внедрения углерода в a-железе. Если в равновесном состоянии растворимость углерода в a-железе не превышает 0,002 %, то его содержание в мартенсите может достигать 2,14 %, т.е. как в исходном аустените.

Мартенсит имеет тетрагональную решетку, в которой один период “с” больше другого “а”. При увеличении содержания углерода высота тетрагональной призмы “с” увеличивается, а размеры ее основания уменьшаются. Атомы углерода занимают октаэдрические поры вдоль оси [001]. (рис. 57)

Рисунок 57 – Кристаллическая ячейка мартенсита

Мартенситное превращение происходит только в том случае, когда быстрым охлаждением аустенит переохлажден до низких температур, при которых диффузионные процессы становятся невозможными. Превращение носит бездиффузионный характер, не сопровождается перераспределением атомов углерода и железа в решетке аустенита.

Мартенситное превращение происходит путем сдвига, т.е. кооперативного направленного смещения атомов в процессе перестройки решетки. Состав твердого раствора при этом не меняется. Часто после мартенситного превращения на поверхности микрошлифа виден характерный микрорельеф. Рост кристалла мартенсита продолжается, пока не нарушена когерентность его решетки и решетки аустенита.

Мартенсит разделяют на пластинчатый и реечный. Пластинчатый (чаще его называют игольчатым) наблюдается в закаленных средне- и высокоуглеродистых сталях. Мартенситный кристалл имеет форму тонкой пластины, обычно на шлифе видно сечение пластин в виде игл. Размер пластин мартенсита зависит от размера зерен аустенита. При очень мелком зерне аустенита игольчатое строение неразличимо под микроскопом при увеличениях 500-600 крат, такой мартенсит называют безструктурным.

Количество образовавшегося мартенсита зависит от температуры, до которой охлажден образец (М_н - температура начала мартенситного превращения). Чтобы мартенситное превращение развивалось, необходимо непрерывно охлаждать образец, в отличие от перлитного превращения, которое может проходить при постоянной температуре (в изотермических условиях). Количество мартенсита возрастает в результате образования все новых и новых кристаллов, а не вследствие роста уже возникших кристаллов. Поэтому у мартенситного превращения есть еще одна точка – М_К температура окончания мартенситного превращения.

Положение точек М_Н и М_К не зависит от скорости охлаждения и обусловлено химическим составом аустенита. Чем больше в аустените углерода, тем ниже температура этих точек. Все легирующие элементы, растворенные в аустените, за исключением кобальта и алюминия, понижают точки М_Н и М_К. В закаленных сталях, имеющих точку М_К ниже 20⁰С, а именно в углеродистых сталях, содержащих более 0,4-0,5 % углерода, присутствует остаточных аустенит. Его количество тем больше, чем ниже температуры точек М_Н и М_К, т.е. чем выше содержание в аустените углерода и легирующих элементов за исключением Co и Al.

Мартенсит обладает высокой твердостью и прочностью. Причем твердость возрастает с увеличением содержания в нем углерода. Временное сопротивление низкоуглеродистого мартенсита (0,025 % С) составляет 1000 МПа, а при 0,6-0,8 % С – достигает 2600-2700 МПа. Однако с повышением в мартенсите содержания углерода, возрастает его склонность к хрупкому разрушению. Мартенсит, содержащий свыше 0,35-0,4 % С, обладает пониженным сопротивлением зарождению трещины и особенно низким значением вязкости разрушения К_1С.

Повышенная твердость и прочность мартенсита обусловлена пересышением твердого раствора на основе a-Fe углеродом, повышенной плотностью дислокаций (10¹⁰-10¹²см^-2), наличием атмосфер из атомов углерода на дислокациях, большому числу различного рода границ и субграниц, затрудняющих движение дислокаций. Мартенсит по сравнению с другими структурными составляющими стали и, особенно, аустенитом имеет наибольший удельный объем – при 0,2-1,4 % С составляет 0,12227-0,12528 см³/г. Увеличение удельного объема при образовании мартенсита является одной из основных причин возникновения при закалке больших внутренних напряжений, вызывающих деформацию изделий и образование трещин.

При изотермической выдержке в интервале температур от изгиба С-кривой (550⁰С) до точки М_Н образуется бейнит, а превращение называется бейнитным или промежуточным. Бейнитпредставляет собой структуру, состоящую из a-твердого раствора, претерпевшего мартенситное превращение и несколько пересыщенного углеродом, и частиц карбидов. Различают структуру верхнего и нижнего бейнита. Верхний бейнит образуется в области температур 550-350⁰С, имеет «перистый» вид (типа резаной соломы). Частицы карбидов выделяются не в виде пластинок, как в перлите, а в виде изолированных узких частиц. Нижний бейнит образуется при температурах ниже 350⁰С и имеет игольчатое (пластинчатое) строение. Карбиды в нижнем бейните располагаются в пластинках a-фазы.

Механизм бейнитного превращения – сочетает элементы перлитного и мартенситного превращений, диффузионное перераспределение углерода в аустените и мартенситное бездиффузионное превращение. При температурах бейнитного превращения самодиффузия железа и легирующих элементов практически невозможна, а диффузия углерода еще достаточно высока. Вначале бейнитного превращения происходит диффузионное перераспределение углерод выделение частиц карбидов, а в обедненных областях – мартенситное превращение. Бейнитное превращение также имеет точки начала и конца превращения. Нераспавшийся при изотермической выдержке аустенит может претерпеть мартенситное превращение или сохраниться.

Для легированных сталей изотермические диаграммы распада переохлажденного аустенита имеет два минимума устойчивости аустенита: один соответствует диффузионному перлитному превращению, другой – промежуточному бейнитному. (рис. 58)   Рисунок 58 – Диаграммы изотермического распада переохлажденного аустенита в легированной стали

В состав аустенита кроме углерода входят карбидообразующие элементы. Перлитное превращение в них сводится к полиморфному g®a превращению и диффузионному перераспределению углерода и легирующих элементов, в результате которого происходит образование легированного феррита и легированного цементита, т.е. перлита. Особенность промежуточного бейнитного превращения в легированных сталях – оно не идет до конца. Часть аустенита, обогащенного углеродом, при изотермической выдержке не распадается и при последующем охлаждении лишь частично превращается в мартенсит или вообще не претерпевает этого превращения.

Все легирующие элементы (за исключением кобальта) увеличивают устойчивость переохлажденного аустенита в области перлитного и бейнитного превращений и сдвигают вправо в сторону большего времени выдержки кривые начала и конца распада.

Чем больше скорость охлаждения и ниже температура распада аустенита, тем дисперснее образующаяся ферритно- цементитная структура (рис. 59). При небольшой скорости охлаждения V1 образуется перлит, при большей V2 – сорбит, при V3 – троостит. Бейнит при непрерывном охлаждении углеродистой стали обычно не образуется. При достаточно больших скоростях охлаждения V4 образуется троостит и мартенсит, либо как при V5 диффузионный распад аустенита совсем становится невозможным, происходит мартенситное

Рисунок 59 – Наложение кривых охлаждения на диаграмму изотермического распада аустенита

превращение. При непрерывном охлаждении всегда в структуре стали наряду с мартенситом присутствует остаточный аустенит.

Минимальная скорость охлаждения, при которой весь аустенит переохлаждается до точки М_Н и превращается в мартенсит, называется критической скоростью закалки. Критическая скорость закалки неодинакова для разных сталей и зависит от устойчивости аустенита, определяемой его составом. Чем больше устойчивость, тем меньше критическая скорость закалки. Наименьшей критической скоростью закалки обладает эвтектоидная сталь. Чем крупнее зерно аустенита и чем больше его однородность, тем выше устойчивость переохлажденного аустенита и меньше критическая скорость закалки. Легирующие элементы повышают устойчивость аустенита и уменьшают критическую скорость закалки. Особенно заметно уменьшают критическую скорость закалки марганец и никель. Только кобальт повышает критическую скорость закалки.

Термическая обработка, заключающаяся в нагреве закаленной стали до температуры ниже точки А_С1, называют отпуском. Структура закаленной стали – мартенсит и остаточный аустенит – является неравновесной. Переход в равновесное состояние при отпуске происходит путем распада мартенсита и остаточного аустенита. Распад идет по диффузионному механизму, поэтому скорость процесса обусловлена в основном температурой нагрева. В первую очередь начинает распадаться мартенсит – первое превращение при отпуске.При этом образуетсяотпущенный мартенсит с меньшим содержанием углерода по сравнению с мартенситом после закалки и очень мелкие частицы ε-карбида.

Второе превращение при отпуске – превращение остаточного аустенита. Механизм распада близок механизму бейнитного превращения переохлажденного аустенита. В результате образуются обедненный углеродом мартенсит и карбиды. Большинство легирующих элементов увеличивает количество остаточного аустенита и повышает температурный интервал его распада при отпуске. В некоторых высоколегированных сталях (быстрорежущих) распад остаточного аустенита происходит после отпуска при температуре 500-600⁰С.

Третье превращение при отпуске – снятие внутренних напряжений и карбидное превращение. Происходит при температуре 350-400⁰С. При этом превращении образуется цементит Fe₂C→Fe₃C. Изменяются размеры и форма частиц карбидов – они приближаются к сферической, растут в размерах. После отпуска при 350-400⁰С образуется структура – троостит отпуска.

Повышение температуры отпуска до 500⁰С и выше в углеродистых и во многих низко- и среднелегированных сталях не вызывает изменения фазового состава. Меняется микроструктура: происходит коагуляция и сфероидизация карбидов. Отличие от структуры сорбита и троостита, образовавшихся при распаде аустенита – зернистое строение частиц карбидов отпуска. Образование зернистых структур улучшает многие свойства – прочность и пластичность повышаются при одинаковых значениях твердости. Легирующие элементы замедляют процесс каогуляции карбидов. Выделение из твердого раствора специальных карбидов называется дисперсионным упрочнением.

Распад мартенсита при отпуске влияет на все свойства стали. Некоторые легированные стали после отпуска при 250-400 и 500-550⁰С склонны к отпускной хрупкости – резкое снижение ударной вязкости. Отпускная хрупкость после отпуска при 25—400⁰С называется необратимой или I рода, присуща практически всем сталям. Повторный отпуск при той же температуре не улучшает вязкости. Устранить хрупкость этого вида удается нагревом до температуры свыше 400⁰С. При этом снижается твердость. Последующий нагрев при 250-400⁰С не снижает ударную вязкость. Излом стали в состоянии необратимой отпускной хрупкости – блестящий межкристаллитный.

Обратимая отпускная хрупкость или хрупкость II рода наблюдается после медленного охлаждения в печи или на воздухе от температур отпуска 500-550⁰С. Это явление характерно только для сталей легтрованных хромом, никелем, марганцем, фосфором, кремнием. Такая хрупкость связана с диффузией растворенных атомов фосфора и кремния к границе зерна, при этом избыточные фазы не выделяются, снижается работа образования межзеренных трещин, что приводит к развитию отпускной хрупкости. Хром, никель и марганец способствуют диффузионному перераспределению фосфора и кремния к границам зерен, а молибден и вольфрам, наоборот, снижают. Поэтому для уменьшения склонности стали к отпускной хрупкости II рода следует дополнительно легировать ее молибденом и вольфрамом. Обратимая отпускная хрупкость не наблюдается при быстром охлаждении от температуры отпуска. Поэтому она может быть устранена повторным нагревом до температур 600-650⁰С и быстрым охлаждением. При повторном отпуске при 500-550⁰С она может быть вызвана вновь. Отсюда и ее название – обратимая.

Термическое старение углеродистой стали - изменение свойств стали, протекающее во времени без заметного изменения микроструктуры, характерно, главным образом, для малоуглеродистых сталей. Протекает в результате изменения растворимости углерода и азота в феррите в зависимости от температуры. После ускоренного охлаждения от 650-700⁰С (например при сварке, охлаждении тонкого листа после прокатки и т.д.) в низкоуглеродистой стали задерживается выделение третичного цементита и при нормальной температуре фиксируется пересыщенный α-твердый раствор (феррит). При последующей выдержке стали при комнатной температуре (естественное старение) или при небольшом нагреве (до 50-150⁰С – искусственное старение) происходит образование атмосфер атомов углерода и азота или распад твердого раствора с выделением третичного цементита в виде дисперсных частиц. Из твердого раствора при старении могут выделяться частички нитрида Fe₁₆N₂ или Fe₄N. В сталях с более высоким содержанием углерода не происходит образование третичного цементита.

Деформационное (механическое) старение – процесс, протекающий после пластической деформации, если она проходит при температуре ниже температуры рекристаллизации, особенно при комнатной температуре (20⁰С). При комнатной температуре оно может развиваться в течение нескольких суток, а при температурах 200-350⁰С в течение нескольких минут. Основное упрочнение связано с образованием атмосфер из атомов углерода и азота вокруг скопления дислокаций, что затрудняет движение дислокаций. При нагреве такой деформированной стали возможно образование частиц карбидов и метастабильной нитридной фазы Fe₁₆N₂ или стабильного нитрида Fe₄N.

В сталях возможно одновременное протекание термического и деформационного старения (термодеформационное). Старение отрицательно сказывается на эксплуатационной долговечности деталей и конструкций: в строительных и мостовых сталях при гибке, монтаже и сварке, при низких атмосферных температурах и т.п.