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

но расчленяется на все более мелкие отсеки, в которых образу­ ются все более мелкие мартенситные пластины. При мелком аусте­ нитном зерне, например при малых перегревах стали выше Лс3, пластины мартенсита столь мелки, что «игольчатое» строение на шлифе не видно и мартенсит называют бесструктурным. Такой

мартенсит наиболее желателен.

После закалки между пластинами мартенсита при комнатной температуре сохраняется остаточный аустенит, который особенно отчетливо виден в высоколегированных железных сплавах (см. светлые участки на рис. 128 и 130).

В местах столкновения пластин мартенсита, растущих под углом друг к другу, могут возникать механические двойники и микротре­

щины (рис. 132).

Р е е ч н ы й м а р т е н с и т (который называют также массив­ ным, высокотемпературным и недвойникованным)—это широко рас­ пространенный морфологический тип, который можно наблюдать в закаленных малоуглеродистых и среднеуглеродистых сталях, боль­ шинстве конструкционных легированных сталей, сравнительно ма­ лолегированных безуглеродистых железных сплавах, например в сплавах Fe—Ni при концентрации менее 28% Ni. Кристаллы этого мартенсита имеют форму тонких реек (планок), вытянутых в од­ ном направлении. Реечные кристаллы расположены параллельно один другому и образуют плотный пакет, внутри которого соседние рейки разделены малоили высокоугловыми границами. Габитусная плоскость реечных кристаллов в мартенсите сплавов железа близка к кристаллографической плоскости | 111 .

Ширина реек в пределах пакета примерно одинакова и нахо­ дится в диапазоне от нескольких микрон до долей микрона (обыч­ но 0,1—0,2 мкм), т. е. может находиться на пределе разрешающей способности светового микроскопа и даже за этим пределом. По­ этому реечные кристаллы под световым микроскопом или совсем не видны, или же выявляются как тонкая структура пакетов. В связи с этим в качестве основного структурного элемента шлифа высту­ пает пакет из реек (рис. 133), а не отдельные очень тонкие кри­ сталлы. Поэтому мартенсит с такой структурой был назван массив­ ным в отличие от игольчатого. В одном аустенитном зерне может образоваться несколько реечных пакетов. От зерен феррита, обра­ зующихся при «нормальном» превращении, пакеты реечного мар­ тенсита отличаются не только внутренним строением из реек, кото­ рое может не выявляться под световым микроскопом, но и изрезан­ ными вытянутыми контурами.

231

ит из средней зоны двойникования и периферийных зон скольжения была выдвинута гипотеза о двух стадиях формирования мартенсит­ ной пластины. Вначале в образовании пластины (будущего мидриба) главную роль играет дополнительная деформация двойникованием. Из-за громадной скорости роста пластины теплота превоащения не успевает отводиться и температура на поверхности пла­ стины сильно возрастает, что приводит к смене механизма дополни­ тельной деформации: переходу от двойникования к дислокационно­ му скольжению (хорошо известно, что с понижением температуры в металлах с о. ц. к. решеткой при быстрой пластической деформа­ ции скольжение заменяется двойникованием).

А. Л. Ройтбурд выдвинул иное объяснение смены механизма дополнитель­ ной деформации при формировании мартенситной пластины. В § 34 отмечалось, что дополнительная деформация приводит к появлению ступенек на габитусной плоскости мартенситного кристалла (см. рис. 1126, г). Эти ступеньки увеличивают энергию поверхности мартенситной пластины. Снизить энергию поверхности можно уменьшением высоты ступенек, что достигается заменой полных дисло­ каций частичными двойникующими с меньшим вектором Бюргерса. Однако при прохождении двойникующей дислокации через толщу пластины создается де­ фект упаковки, повышающий объемную энергию мартенситного кристалла. Расчет показывает, что пока пластина тонкая, двойникование энергетически вы­ годнее скольжения, так как выигрыш в энергии поверхности пластины перекры­ вает проигрыш в ее объемной энергии. С увеличением толщины пластины ра­ стет протяженность дефектов упаковки от двойникующих дислокаций и, начи­ ная с некоторой критической толщины пластины, энергетически выгоднее стано­ вится дополнительная деформация скольжением полных дислокаций, сменяющая дополнительную деформацию двойникованием.

С у б с т р у к т у р а р е е ч н о г о м а р т е н с и т а качественно

от субструктуры исходного аустенита большей плотностью несовер­ шенств, возникающих при локальной пластической деформации ау­ стенита под действием мартенситных кристаллов. В аустените вбли­ зи мартенситных кристаллов наблюдаются плоские скопления ди­ слокаций, дислокационные сплетения и дефекты упаковки.

3. Переход от одного морфологического типа мартенсита к другому

Два основных типа мартенсита различаются микро- и субструк­ турой, а также габитусной плоскостью. Вполне логично сделать вы­ вод, что ведущую роль в образовании пластинчатого мартенсита, по крайней мере на первой стадии, играет дополнительная дефор­

234

мация двойникованием, а в образовании реечного мартенсита — дополнительная деформация скольжением.

Какой тип мартенсита формируется, зависит от соотношения в аустените критических касательных напряжений, вызывающих скольжение и двойникование. Если для начала скольжения требу­ ется большее касательное напряжение, чем для начала двойниковапия, то образуется пластинчатый мартенсит, а в противополож­ ном случае — реечный. Основываясь на этом положении, легко объ­ яснить многие закономерности перехода от одного типа мартенсита к другому и прежде всего влияние состава сплава на морфологию мартенсита (табл. 9).

сопротивления двойникованию (рис. 135). Поэтому при более низ­ ких температурах мартенситного превра­

кого типа мартенсита к другому происходит в интервале составов. Понятно также, почему в реечном мартенсите часть кристаллов (реек) содержит двойниковые прослойки — это те кристаллы, ко­ торые образовались в нижней части мартенситного интервала, а так как они появились в последнюю очередь, то морфологический тип остался реечным.

В таких системах, как Fe—Cr, Fe—Mo, Fe—W и Fe—V, на диа­

235

грамме состояния которых уобласть замкнута, температура Ма при любых концентрациях легирующего элемента столь высока, что пластинчатый мартенсит вообще не образуется (табл. 9).

Упрочнение аустенита любыми путями, т. е. повышение крити­ ческого напряжения, вызывающего скольжение, должно способст­ вовать формированию пластинчатого мартенсита, в том числе и при неизменной температуре Мн. Углерод относится к числу наиболее

•сильных упрочнителей аустенита, и поэтому увеличение его содер­ жания особенно эффективно содействует развитию двойникования при мартенситном превращении.

В заключение подчеркнем, что в целом строение металла или сплава, претерпевшего мартенситное превращение, отличается от строения того же материала после неупорядоченной перестройки решетки гораздо большим количеством несовершенств: более раз­ витыми границами и субграницами, большей плотностью дислока­ ций и двойниковых прослоек.

§36. КИНЕТИКА МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИИ

1.Разновидности кинетики

Условно можно выделить три типа мартенситных превращений, различающихся своей кинетикой: атермическое, взрывное и пол­ ностью изотермическое (рис. 136).

Р и с . 136. Атерм.ичеокое (а), -взрывное (б) и полностью изотермическое мартенситные пре­

вращения (в)

Атермическое превращение наблюдается в углеродистых и ле­ гированных сталях с мартенситной точкой Мн выше 100°С, взрыв­ ное— в сплавах систем Fe—Ni и Fe—Ni—С с точкой Мп ниже ком­ натной температуры и полностью изотермическое — в сплавах си­ стем Fe—Ni—Мп и Fe—Ni—Cr с точкой Ma также ниже комнатной температуры.

Соотношение между количеством мартенсита и аустенита, кото­ рое характеризуют кривые на рис. 136, определяют магнитометри­ чески (по отклонению стрелки магнитометра), используя то, что аустенит парамагнитен, а мартенсит ферромагнитен, а также по изменению электросопротивления и дилатометрическим методом.

236

А т е р м и ч е с к о е п р е в р а щ е н и е (рис. 136, а и рис. 137, кривая /) характеризуется плавным нарастанием количества мар­ тенсита при непрерывном понижении температуры в мартенситном интервале Мн—Мк. Остановка охлаждения приводит к практически

50% этот темп равен 0,76—1,4% мар­ тенсита ,на 1°С.

Количество остаточного аустенита после закалки с охлаждени­ ем до комнатной температуры зависит от состава исходного аусте­ нита и фактически связано с положением верхней мартенситной точки. С увеличением содержания углерода точка Мн снижается (см. рис. 118) и количество остаточного аустенита при комнатной температуре возрастает. Например, при закалке из аустенитного состояния в сталях с 0,6 и 1,2% С это количество равно соответст- ' венно 2 и 20%.

Остаточный аустенит сохраняется и при температурах ниже точ­ ки конца мартенситного превращения Мк. По достижении этой точ­ ки мартенситная кривая становится горизонталью, соответствую­ щей некоторому практически неизменному соотношению количеств мартенсита и остаточного аустенита (см. рис. 136,а).

Атермическое превращение представляет наибольший практиче­ ский интерес, так как в отличие от взрывного и полностью изотер­ мического, характерных главным образом для области отрицатель­

тенсита при температуре точки Мн или несколько ниже (рис. 136,6 и

237

рис. 137, кривые 2, 3). Количество мартенсита, образовавшегося взрывообразно, зависит от состава сплава и положения точки М„, колеблясь от нескольких процентов до примерно 70%• Взрыв со­ провождается звуковым эффектом (отчетливо слышимым щелч­

Рис. 138. Изотермическое превращение аустенита в мартен­

ное фазовое превращение (см. рис. 79). При изотермической вы­ держке после некоторого инкубационного периода мартенситное превращение развивается с ускорением, а затем с постоянным за­ туханием во времени. Как и при обычном фазовом превращении, скорость изотермического мартенситного превращения и инкубаци­ онный период зависят от температуры. Так, например, в сплаве же­ леза с 23,4% Ni, 3,3% Мп и 0,06% С мартенситное превращение ускоряется с уменьшением температуры от —50 до —120°С и за­ медляется при дальнейшем понижении температуры (рис. 138). Ин­ кубационный период сокращается с понижением температуры до —420°С и далее возрастает. Это позволяет строить С-кривые изо­ термического мартенситного превращения (рис. 139), аналогичные обычным С-кривым неупорядоченного фазового превращения.

238

Так как имеется инкубационный период, изотермическое мар­ тенситное превращение можно полностью предотвратить, применив быстрое охлаждение аустенита до очень низких температур. Так, в

Эксперименты показывают, что нельзя резко отграничить атермическое и взрывное превращения от изотермических. В сплавах, для которых характерна атермическая кинетика, после быстрого «атермического» образования определенной порции мартенсита при охлаждении до заданной температуры может изотермически обра­ зоваться дополнительное его количество. После мартенситного «взрыва» также может образоваться значительное количество «изотермического» мартенсита при температурах ниже температу­ ры взрыва. Небольшое количество мартенсита может изотермичес­ ки образоваться и при температурах чуть'выше температуры'взрыва.

Кристаллы мартенсита независимо от типа кинетики превраще­ ния растут с громадной скоростью при любых температурах, в том числе и при температурах глубокого холода. По изменению элек­ тросопротивления, сопровождающему образование каждой пласти­ ны, были определены скорость ее роста и время формирования. Скорость роста пластин мартенсита (в плоскости пластины) ока­ залась порядка 1 км/с независимо от температуры превращения. Мидриб мартенситных пластин в сплавах Fe—Ni образуется за вре­ мя порядка !10~7 с, а вся пластина (после более медленного ее утол­ щения) — з а ~ 10_6 с. Для сравнения укажем, что «взрыв» продол­ жается 10~ -10- з с.

239