книги из ГПНТБ / Новиков, И. И. Теория термической обработки металлов учебник

плотноупакованной решеткой. В обеих модификациях имеются плотноупакованные плоскости j 111 |ри | ЮОО }„ с одинаковым стро­

ением в виде гексагональной сетки (вокруг каждого атома на бли­ жайшем расстоянии находятся шесть соседей). Такая плоскость плотнейшей упаковки, будучи общей для кристаллов обеих фаз, обеспечивает полную когерентность на границе раздела и делает эту границу способной к скольжению при любых низких температу­

рах.

В сталях и других сплавах при мартенситном превращении ко­ герентность частично нарушается из-за появления дислокаций на границе раздела фаз. Если эти дислокации могут скользить вместе с границей, то мартенситный кристалл растет так же быстро, как и в случае полностью когерентной границы. Если же с продвижени­ ем фронта превращения дислокации способны двигаться только пе­ реползанием, то быстрый рост кристалла по мартенситному меха­ низму может прекратиться, а дальнейшее его подрастание, возмож­ ное только диффузионным путем, при низких температурах практи­ чески не наблюдается.

Рассмотренный механизм перестройки решетки объясняет две важные особенности мартенситного превращения: громадную ско­ рость роста кристаллов мартенсита в условиях малой подвижности атомов (вплоть до температур, близких к абсолютному нулю) и бы­ строе прекращение их роста.

Представление о когерентном росте позволило Г. В. Курдюмову предсказать явление «термоупругого равновесия» кристаллов мар­ тенсита и исходной фазы, позднее обнаруженное в алюминиевых бронзах и некоторых других сплавах. Сущность этого явления со­ стоит в следующем.

При когерентном росте кристалла мартенсита накопление энер­ гии упругой деформации решетки может привести к тому, что рост кристалла прекращается еще до разрыва когерентности. Тогда устанавливается термоупругое равновесие между мартенситом и матрицей. Это равновесие смещается в ту или иную сторону с из­ менением температуры: при понижении температуры ДЕ0б возра­ стает и кристалл растет, пока не установится новое равновесие (или не нарушится когерентность), а при повышении температуры ДЕ0б уменьшается и кристалл будет сокращаться в размерах. Обнаруже­ ние «термоупругих» кристаллов мартенсита можно рассматривать как блестящее подтверждение правильности представлений о коге­ рентности на границе мартенсита с исходной фазой и о ведущей ро­

ли соотношения ДЕ0б и ДЕупр в термодинамике мартенситных пре­ вращений.

3.Условия реализации «нормального»

имартенситного превращений

Вчистых металлах и твердых растворах на их основе, как уже отмечалось полиморфное превращение может протекать путем или неупорядоченной перестройки решетки, или реализации мартенсит­

220

ного механизма превращения. Основные условия, необходимые для проявления того или иного механизма превращения высокотемпера­

882,5°С у титана, 865°С у циркония и 660°С у урана), то могут реа­ лизоваться оба механизма перестройки решетки. При сравнительно малых переохлаждениях, когда подвижность атомов достаточно высока, идет «нормальное» полиморфное превращение с самодиффузионной, неупорядоченной перестройкой решетки. Мартенситное превращение при малых переохлаждениях идти не может и поэто­ му не составляет конкуренции «нормальному» превращению. Объ­ ясняется это тем, что при неупорядоченной перестройке решетки упругая деформация кристаллов исходной фазы обусловлена толь­ ко изменением удельного объема, а при мартенситном превраще­ нии — также и когерентностью решеток исходной фазы и мартен­ ситного кристалла. Большая величина ДЕупр при мартенситном пре­ вращении требует большого термодинамического стимула (ДЕ0б) для развязывания превращения и, следовательно, большего пере­ охлаждения высокотемпературной модификации, чем это необходи­ мо для развития «нормального» превращения.

С ростом степени переохлаждения скорость неупорядоченной пе­ рестройки решетки возрастает, достигает максимума и затем пада­ ет в соответствии с С-кривой (см. рис. 82). При сравнительно боль­ ших переохлаждениях, когда разность свободных энергий двух мо­ дификаций становится достаточной, чтобы шло мартенситное пре­ вращение, оно происходит намного раньше, чем успеет начаться очень вялое при низкой температуре «нормальное» превращение. Например, у чистого железа (при содержании 0,0015% С) темпера­ тура Ма равна 750ЯС, что соответствует степени переохлаждения около 160о,С. При переохлаждении у-железа до температур, нахо­ дящихся в интервале 911—750°С, протекает «нормальное» у -*■ а- превращение, а ниже 750°С — мартенситное у-» а-превращение.

У металлов с высокой температурой равновесия модификаций не всегда легко получить такие большие степени переохлаждения, которые необходимы для начала мартенситного превращения. Так, например, для реализации мартенситного механизма полиморфно­ го превращения в железе образцы следует сильно перегревать в у-области и очень быстро охлаждать, чтобы подавить развитие

«нормального» превращения при меньших степенях переохлажде­ ния.

Если у чистого металла температура равновесия двух модифи­ каций сравнительно низкая (например, 400°С у кобальта и —19б°С у лития), то из-за малой подвижности атомов реализуется только мартенситное превращение, а неупорядоченная перестройка решет­ ки вообще не наблюдается.

В твердых растворах на базе полиморфных металлов реализа­ ция того или иного механизма превращения зависит от того, как

221

легирующий элемент изменяет температуру равновесия двух моди­ фикаций. Например, при легировании железа никелем и марган­ цем можно так сильно понизить температуру равновесия двух фаз, что нормальное у ^ a-превращение становится невозможным и на­ блюдается только мартенситная перестройка решетки.

Противоположный случай — легирование кобальта элементами, которые так повышают температуру равновесия двух модификаций, что, кроме мартенситного превращения, идущего при достаточно большом переохлаждении, становится возможным и «нормальное» превращение (при малых степенях переохлаждения).

4. Кристаллогеометрия превращения аустенита в мартенсит

Для понимания строения мартенсита в сталях необходимо знать кристаллогеометрию перестройки г. ц. к. решетки аустенита в объемноцентрированную тетрагональную решетку мартенсита, близкую к о. ц. к. решетке a-железа. Следующее простое изменение формы элементарной ячейки аустенита, известное в литературе как дефор­ мация Бейна, позволяет составить представление о характере кристаллогеометрии мартенситного превращения в стали (рис. 124).

На рис. 124, а показаны две соседние кубические элементарные ячейки г. ц. к. решетки аустенита. Атомы железа, отмеченные круж­ ками, расположены в вершинах кубов и центрах их граней. Атомы

углерода, растворенного в у-железе по способу внедрения, стати­ стически равномерно занимают часть октаэдрических пустот г. ц. к. решетки1. Октаэдрические пустоты, помеченные крестиками, нахо­ дятся на серединах ребер и в центре объемов кубических ячеек (рис. 124,а). Все эти пустоты структурно эквивалентны, неразли­ чимы.

В г. ц. к. решетке аустенита можно мысленно выделить не толь­

1 Для упрощения помечены не все положения атомов железа и углерода.

222

ной ячейке аустенита отношение периодов — = ]/ 2 в то время как

а

у решетки мартенсита экспериментально установленная степень те-

Q

трагональности — < 1,09. Деформация Бейна, простейшим спосо-

а

бом превращающая решетку аустенита (рис. 124, а) в решетку мартенсита (рис. 124, б), состоит в сжатии тетрагональной ячейки аустенита вдоль ее оси с и одновременном увеличении размеров вдоль осей а.

В г. ц. к. решетке аустенита атомы углерода статистически рав­ номерно распределены по октаэдрическим пустотам вдоль направ­ лений трех ребер куба [100], [010] и [001] (см. крестики на рис. 124, а). Но в той же самой решетке аустенита атомы углерода избирательно расположены по отношению к направлениям ребер тетрагональной ячейки: они находятся только на середине ребер вдоль оси [001] и в центре горизонтальных граней тетрагональной ячейки, т. е. тоже вдоль направления [001]. По окончании превра­ щения внедренные атомы углерода продолжают располагаться в решетке мартенсита в октаэдрических пустотах только вдоль на­ правления [001], не занимая пустот в направлении [100] и [010] (рис. 124,6). Находясь между атомами железа в рядах, параллель­ ных оси [001], атомы углерода не позволяют деформации Бейна превратить г. ц. к. решетку в о. ц. к. с отношением периодов, рав­ ным единице. Степень тетрагонального искажения решетки мартен-

сита -с растет прямо пропорционально концентрации в нем угле-

а

рода.

Подвижность атомов углерода даже при комнатной температу­ ре достаточна, чтобы по окончании превращения они смогли пере­ распределиться и занять ближайшие свободные октаэдрические пу­ стоты вдоль направлений [100] и [010] с одновременным исчезно­ вением тетрагональное™. Для этого достаточно диффузионных пе­ ремещений на очень малые расстояния — в пределах одной элемен­ тарной ячейки. Однако в действительности решетка мартенсита со­ храняет тетрагональное™ при комнатной температуре. Теоретиче­ ский анализ, выполненный А. Г. Хачатуряном, показал, что между атомами углерода в мартенсите стали существует такое деформа­ ционное взаимодействие, которое делает термодинамически выгод­ ным их упорядоченное распределение с предпочтительным располо­ жением вдоль одной из кристаллографических осей. Таким обра­ зом, тетрагональное искажение решетки мартенсита отвечает мини­ муму свободной энергии благодаря минимизации энергии упругой деформации решетки, связанной с внедренными атомами углерода, при их упорядоченном расположении.

С повышением температуры дальний порядок в расположении атомов углерода должен был бы исчезнуть. Но этому препятствует упруго-напряженное состояние кристалла мартенсита в матрице

223

остаточного аустенита. Благодаря ему дальний порядок в пересы­ щенном твердом растворе углерода в a-железе (мартенсите) сохра­ няется при всех температурах, при которых мартенсит еще не пре­ терпевает распада.

Важную роль в развитии представлений о механизме мартенсит­ ного превращения сыграло установление рентгеновским методом ориентационных соотношений решеток исходной и мартенситной фаз. Для сплавов железа известны три главных ориентационных соотношения решеток аустенита и мартенсита: Курдюмова— Зак­ са, Нишиямы и Гренингера — Трояно..

Ориентационное соотношение Курдюмова — Закса (пример —

Такого рода взаимная ориентация решеток легко объяснима: плос­ кость плотнейшей упаковки* 111 j- в г. ц. к. решетке наиболее близка

г. ц. к. решетке наиболее близко по атомному строению к направле­ нию плотнейшей упаковки <М 11> в о. ц. к. решетке. Подобная взаимная ориентация решеток наиболее полно удовлетворяет прин­ ципу структурного соответствия. Так как в г. ц.к. решетке аусте­ нита имеется четыре кристаллографически эквивалентных плоско­

относительно одного положения кристалла аустенита возможны 24 ориентации кристаллов мартенсита, удовлетворяющие соотноше­ нию Курдюмова — Закса.

Ориентационное соотношение Нишиямы (пример — сплавы же­ леза с 27—34% Ni) можно записать в форме

(11 1)а || (Ю1 )м и [121]а И[ЮГ]М.

Соотношение Гренингера — Трояно (пример — сплав Fe — 22% Ni—0,8% С) является промежуточным между соотношениями Кур­ дюмова — Закса и Нишиямы.

Деформация Бейна, наглядно пояснившая, как с помощью крат­ чайших атомных смещений г. ц. к. решетка аустенита может пре­ вратиться в объемноцентрированную тетрагональную решетку мар­ тенсита, одна не в состоянии привести, например, к 24 ориентациям Курдюмова — Закса, так как ребра элементарной ячейки мартен­ сита остаются параллельными ребрам исходной тетрагональной ячейки аустенита (см. рис. 124). Для получения ориентационного соотношения Курдюмова — Закса необходимы более сложные тра­ ектории атомных перемещений, чем при деформации Бейна. Истин­ ные траектории движения атомов при мартенситном превращении неизвестны. Формально все экспериментально обнаруженные ори­ ентационные соотношения решеток аустенита и мартенсита можно получить, дополнив деформацию Бейна поворотом решетки мартен­

224

сита, при котором становятся параллельными соответствующие плоскости и соответствующие направления в решетках исходной и мартенситной фаз.

5.Инвариантность габитусной плоскости мартенсита

идополнительная деформация при мартенситном превращении

Вслед за установлением ориентационных соотношений исклю­ чительно важную роль в понимании кристаллогеометрии мартен­ ситных превращений и внутреннего строения мартенситной фазы сыграло количественное изучение рельефа на плоской полирован­ ной поверхности образца. Появление такого рельефа всегда сопро­ вождает мартенситное превращение.

На рис. 125 плоская поверхность FGHE относится к исходному аустенитному состоянию образца. При образовании мартенситной пластины ABCDLMNO поверхность

образца на участке ABCD наклоня­ ется по отношению к ее исходной плоскости. Как показали экспери­ менты, линия АВ остается неповернутой, а риски типа STT'S', которые до превращения -были прямолиней­ ными, остаются прямыми на наклон­

по длине и направлению). Инвариантность габитусной пло­

скости обеспечивает минимум упругих деформаций при превраще­ нии. Это особенно легко себе представить в случае превращения с одной поверхностью раздела между исходным и мартенситным кристаллом: инвариантность этой поверхности предотвращает об­ разование упругих макродеформаций в исходной и мартенситной фазах.

Возникает вопрос, как может реализоваться инвариантность плоскости раздела фаз, если при мартенситном превращении изме­ няется элементарная ячейка, т. е. деформируется сама кристалли­ ческая решетка. Схема на рис. 126 помогает ответить на этот во­ прос.

На рис. 126,а показан участок исходной фазы до превращения, а на рис. 126,6 тот же участок после превращения, состоящего в изменении типа решетки. Хорошо видно, как изменение формы и размеров элементарных ячеек, т. е. однородная деформация решет­ ки, приводит к макроизменению формы превращенного участка.

Макроскопическое изменение формы участка исходной фазы можно получить принципиально иным путем, без изменения эле­

Рис. 126. Виды деформации при мартенситном превращении (.по Билби и Кристиану)

(рис. 126, г), может сохранить неизменной исходную форму макро­ участка, несмотря на прохождение фазового превращения (тип ре­ шетки на рис. 126, г отличается от исходного на рис. 126, а). Есте­ ственно, что боковая поверхность габитуса кристалла новой фазы на рис. 126, г является инвариантной только в макромасштабе: изза развития скольжения на ней образовались микроскопические ступеньки.

Таким образом, важнейшее следствие из экспериментально об­ наруженного факта инвариантности плоскости габитуса мартенсит­ ного кристалла состоит в том, что его образование должно заклю­ чаться не только в изменении типа кристаллической решетки, но и в одновременной пластической деформации, возникающей вследст­ вие скольжения или двойникования. Такая дополнительная дефор- мация, являющаяся неотъемлемой частью механизма мартенситно­ го превращения, обеспечивает минимум энергии упругих искажений на инвариантной поверхности раздела фаз. Этот вывод особенно ва­ жен для понимания субструктуры мартенсита (см. ниже § 35).

Экспериментально установлены разные габитусные плоскости кристаллов мартенсита. Для сплавов на основе железа наиболее характерны плоскости габитуса | 225 | а, { 259 | а, { 3, 10, 15 [а ' и

<[111 }А . Буква А здесь указывает, что индексы плоскости раздела двух фаз даны в кристаллографических осях решетки аустенита.

Тип плоскости габитуса зависит от состава сплава и температуры образо­

226

■j 225 jа происходит вследствие значительно более сложной дополнительной де­

формации, которая окончательно не выяснена.

6. Зародыши мартенсита

Вопрос о том, что представляют собой зародыши мартенсита, наиболее трудный во всей проблеме мартенситных превращений. Гипотеза гомогенного зарождения, связанного с флуктуационным образованием зародыша критического размера, большинством ис­ следователей отвергается, так как из-за высокой энергии упругих искажений работа гомогенного образования критического зароды­ ша столь велика, что вероятность его флуктуационного появления ничтожна.

Большинство гипотез предполагает гетерогенное зарождение мартенсита, привязывая центры превращения к особым субмикро­ участкам в исходной фазе, причем в разных металлах и сплавах природа и строение таких участков зарождения могут быть разны­ ми. Из рассмотрения исключаются границы и субграницы, так как эксперимент показывает, что они не являются местами предпочти­ тельного образования мартенситных кристаллов.

Прямым доказательством гетерогенного зарождения считаются результаты опытов по исследованию мартенситного превращения в дисперсных частицах сплава Fe—30,2% Ni. Около V20 общего числа частиц диаметром ~ 40 мкм и менее остались в аустенитном состоя­

объясняется тем, что гомогенно мартенсит не зарождается, а веро­ ятность нахождения участков гетерогенного зарождения в частице аустенита снижается с уменьшением ее размера.

Наиболее просто природа мест гетерогенного зарождения мар­ тенсита трактуется в случаях, когда из фазы с г. ц. к. решеткой об­ разуется мартенсит с гексагональной плотноупакованной (г. п.) ре­ шеткой. Дефекты упаковки в г. ц. к. фазе, возникшие, например, при расщеплении дислокаций, являются тонкими прослойками г. п. решетки и поэтому представляют собой как бы готовые двумерные зародыши гексагонального мартенсита. Такая ситуация имеется в случае превращения |3г.ц.к.— кгг.ц. в кобальте.

Известно, что в сталях и железомарганцевых сплавах с высоким содержанием марганца (более 10%), а также в нержавеющих хро­ моникелевых сталях образуется так называемый е-мартенсит, име­ ющий г. п. решетку, а из него может образоваться обычный а-мар- тенсит с объемноцентрированной кубической или тетрагональной

решеткой. Предполагается, что готовыми зародышами е-мартенси- та являются дефекты упаковки в аустените. Механизм же перехода е -* а еще недостаточно изучен. Высказано предположение, не име­ ющее пока экспериментальных доказательств, что и в аустените уг­ леродистых и других сталей сначала на дефектах упаковки зарож­ дается гексагональный мартенсит, который является промежуточ­ ной фазой, превращающейся в обычный а-мартенсит. Низкая энер­ гия дефектов упаковки в аустените, т. е. сильное расщепление ди­ слокаций, должно способствовать зарождению гексагонального

мартенсита.

Другая гипотеза связывает зарождение мартенсита в углероди­ стой стали с существованием участков аустенита, обедненных угле­ родом. Такие участки флуктуационного происхождения, почти сво­ бодные от углерода, при температурах ниже Мн из-за большой раз­ ницы свободных энергий у- и a-фаз могут претерпевать у а-пере- стройку. Далее предполагается, что при температурах вблизи Ма центрами превращения являются только наиболее крупные участки, обедненные углеродом, а с понижением температуры центрами пре­ вращения становятся более мелкие обедненные углеродом участки, чем и объясняется необходимость непрерывного понижения темпе­ ратуры.

Наиболее активно развиваются гипотезы, связывающие зарож­ дение мартенсита с существованием участков исходной фазы, отли­ чающихся особым расположением дислокаций. Согласно одному из предположений, зародыш мартенсита образуется вследствие опре­ деленных дислокационных реакций или перегруппировки дислока­ ций в мартенситном интервале. Согласно другому предположению, наиболее крупные участки исходной фазы с определенной группи­ ровкой дислокаций (эмбрионы), возникшие при более высоких тем­ пературах, становятся активными центрами превращения при бо­ лее низких температурах (ниже Мн). Считается также весьма веро­ ятным, что процессу зарождения способствует поле высоких внут­ ренних напряжений от определенным образом расположенных ди­ слокаций: оно как бы производит работу по созданию зародыша.

Прямых электронномикроскопических наблюдений мест гетеро­ генного зарождения мартенсита в исходной фазе пока нет. По не­ которым оценкам, в 1 см3 аустенита находится порядка 107 таких участков.

§ 35. МИКРОСТРУКТУРА И СУБСТРУКТУРА СПЛАВОВ, ЗАКАЛЕННЫХ НА МАРТЕНСИТ

1. Микроструктура

При исследовании структуры закаленных углеродистых сталей и безуглеродистых сплавов на железной основе выявлены два глав­ ных морфологических типа мартенсита: пластинчатый и реечный.

Эти два типа мартенсита различаются формой и взаимным рас­ положением кристаллов, субструктурой, а также габитусной плос­ костью.

228