Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситног

а

б

Рис. 2.8. Низкоуглеродистый реечный мартенсит, хЗО 000: а - сталь 07X3ГНМ (7'КЗОг= 350 °С); б-сталь 12Х2Г2НМФТ (ГНЗОТ=330 °С)

а, в - сталь 07ХЗГНМ (Гизот= 400 °С); б, г - сталь 08Х2Г2ФБ (7изот= 400 °С)

интервале мартенситного превращения формируется структура пакетного реечного мартенсита. Стабильность морфологии кристаллов мартенсита в данной стали свя­ зана с комплексным легированием, в большей степени подавляющим активность углерода, чем в менее легиро­ ванных низкоуглеродистых мартенситных сталях 07ХЗГНМ и 08Х2Г2ФБ. Следствием этого является по­ давление релаксационных процессов за счет перераспре­ деления дислокаций и вакансий, а также миграции боко­ вых границ, подвижность которых в существенной мере определяется диффузионной подвижностью атомов уг­ лерода [25].

При значительных увеличениях (х 100 000) в неко­ торых мартенситных рейках просматриваются дисперс­

Микроструктура бейнитной стали 15Х2ГМФ (рис. 2.11, а-г) определяется механизмами превращения переохлажденного аустенита, реализующимися в опре­ деленных температурных интервалах. Так, при.температурах ниже 330 °С, где по кинетическим признакам про­ текает мартенситное превращение (см. рис. 2.2, г), фор­ мируется структура реечного мартенсита, для которой, в отличие от низкоуглеродистых мартенситных сталей, характерны относительно узкие длинные пакеты, места­ ми пересекающие друг друга. В некоторых пакетах вследствие их дисперсности внутренняя субструктура не разрешается (см. рис. 2.11, а). Данная структура по морфологии близка к структуре, полученной после не­ прерывного охлаждения со скоростью 600 град/с, то есть сформировавшейся в условиях ограниченного протека­ ния релаксационных процессов, что характерно для мар­ тенситного превращения с атермической кинетикой. Об­ разование узких длинных пакетов в стали бейнитного класса 15Х2ГМФ при температурах изотерм ниже 330 °С свидетельствует о затруднении процессов релаксации структурных напряжений в ходе мартенситного превра­ щения даже в изотермических условиях Это связанно с более высоким относительно НМС содержанием угле­ рода (0,16% С) в твердом растворе, увеличением со­ противления сдвигу решетки аустенита и, как следствие, реализацией атермического мартенситного превращения, характеризующегося отсутствием зависимости скорости у—>а превращения от температуры и взрывным типом кинетики (см. рис. 2.2, г).

С увеличением температуры изотермической вы­ держки микроструктура бейнитной стали 15Х2ГМФ пре­ терпевает существенные изменения, связанные со сме­ ной преобладающего механизма превращения. В области температур 330-400 °С формируется смешанная мартен- сито-бейнитная структура с наличием пакетов с реечной морфологией, имеющих меньшую по сравнению с более низкими температурами длину и большую шири­

Электронно-микроскопические исследования тон­ кой структуры бейнитной стали 15Х2ГМФ показали, что после изотермической закалки она представляет собой a -фазу различной морфологии. Ниже 330 °С формируют­ ся пакеты реечного мартенсита с узкими длинными кри­ сталлами, характерными для закаленной структуры стали

сболее высоким содержанием углерода по отношению

кНМС. В рейках наблюдается высокая плотность дисло­ каций без карбидных выделений и остаточного аустенита

(рис. 2.12, б). В интервале температур 330-400 °С наряду

б

Рис. 2.12. Реечный мартенсит стали 15Х2ГМФ, хЗО 000, (7,„зот= 300 °С): а - тонкая структура; б - микродифракционная картина

Анализ оптической и тонкой структуры низкоугле­ родистых мартенситных сталей 07ХЗГНМ, 08Х2Г2ФБ, 12Х2Г2НМФТ и стали бейнитного класса 15Х2ГМФ по­ казывает, что для данных сталей (для стали 15Х2ГМФ при температурах ниже 330 °С) при мартенситном пре­ вращении возможен только сдвиговой механизм релак­ сации, за счет образования и перераспределения отдель­ ных дислокаций. При «промежуточном» бейнитном пре­ вращении (сталь 15Х2ГМФ), когда диффузионная активность атомов внедрения высока, релаксация осуще­ ствляется одновременно по сдвиговому и диффузионно­ му (за счет перераспределения атомов внедрения, вакансионных комплексов «вакансия-атом внедрения», обра­ зования карбидов, движения отдельных участков - ступенек межфазной границы) механизмам, осуществ­ ляющимся уже в ходе самого у— х превращения, что приводит к формированию крайне неоднородной по фа­ зовому составу структуры, состоящей из изотермической a -фазы различной морфологии и с различной степенью релаксации (разной плотностью дислокаций и содержа­ нием углерода в твердом растворе), высокоуглеродисто­ го двойникового хрупкого мартенсита и сохраняющегося после охлаждения остаточного аустенита с различной стабильностью. Для нормального превращения характе­ рен преимущественно диффузионный тип релаксации за счет движения отдельных атомов железа, легирующего элемента или атомов внедрения, приводящих к образова­ нию равноосных кристаллов a -фазы (сталь 07ХЗГНМ и 15Х2ГМФ при температурах 720-600 °С и 720-650 °С соответственно).

Таким образом, в низкоуглеродистых сталях 07ХЗГНМ, 08Х2Г2ФБ и 12Х2Г2НМФТ структура, полу­ ченная в изотермических условиях, представляет собой реечный мартенсит без карбидной фазы и остаточного аустенита, и его морфология практически не зависит от температуры изотермической выдержки. Степень его «релаксированности» определяет система легирования НМС. В бейнитной стали 15Х2ГМФ формируется а-фаза