3. Фазовые превращения в легированных сталях

3.1. Образование аустенита при нагреве

Процесс аустенитизации при нагреве легированных сталей состоит из полиморфного a® g - превращения, растворения в аустените цементита и специальных карбидов, нитридов и интерметаллидов, рекристаллизации зерен аустенита.

3.1.1. Перекристаллизация стали

В.Д. Садовским с сотрудниками показано, что образование аустенита при нагреве может проходить по двум конкурирующим механизмам фазовых превращений: кристаллографически неупорядоченному и упорядоченному.

При неупорядоченном механизме образования аустенита полиморфное a ® g -превращение сопровождается перекристаллизацией, т.е. изменением величины и ориентации вновь образующихся зерен g-фазы по отношению к исходной a-фазе. При упорядоченном механизме переход не сопровождается перекристаллизацией, которая протекает при более высоких температурах вследствие первичной рекристаллизации фазонаклепанного при сдвиговом превращении аустенита.

Главным фактором, определяющим возможность того или иного механизма перекристаллизации, является тип исходной структуры, а точнее ее кристаллографическая упорядоченность. При исходной неупорядоченной (равновесной) структуре (ферритокарбидная смесь - ФКС) имеет место только неупорядоченный механизм перекристаллизации. При исходной упорядоченной (неравновесной) структуре (мартенсит, бейнит, видманштетт) может наблюдаться тот или другой механизм перекристаллизации. В этом случае реализация одного из них будет определяться легированностью стали и скоростью нагрева.

Исходная неупорядоченная структура

В практике термической обработки конструкционных и инструментальных сталей наиболее часто нагреву для аустенитизации подвергается сталь, имеющая исходную кристаллографически неупорядоченную структуру ферритокарбидной смеси (феррито-перлитная, перлитная, перлитная с избыточными карбидами). Схема неупорядоченного (нормального) механизма образования аустенита представлена на рис. 19. При нагреве стали выше критических точек происходит полиморфное превращение, при этом, как полагают многие ученые, зародыши аустенита всегда образуются по сдвиговому механизму, но этот процесс совпадает с рекристаллизацией наклепанного при фазовом превращении аустенита.

Поэтому при переходе через критическую точку образуется мелкое зерно аустенита. Процессы фазового перехода и рекристаллизации при таком механизме совпадают. Дальнейший нагрев в аустенитной области будет приводить к росту зерна аустенита (собирательной рекристаллизации).

Рекомендуемые материалы

Необходимо отметить, что процесс фазовой перекристаллизации при неупорядоченной исходной структуре ферритокарбидной смеси в углеродистых и легированных сталях практически мало различается. Образовавшееся зерно аустенита во всех сталях мелкое. Правда, чем выше скорость нагрева, тем мельче получается зерно, так как скорость образования зародышей новой фазы возрастает быстрее, чем скорость их роста. Существенное различие между углеродистой и легированной сталью проявляется при повышении температуры в аустенитной области, когда происходит рост зерен аустенита, их собирательная рекристаллизация.

Исходная упорядоченная структура. Структурная наследственность в стали

Рассматриваемый случай имеет особо важное значение для легированных сталей, так как иногда они подвергаются термической обработке, имея исходную крупнозернистую упорядоченную структуру (мартенсит и бейнит), полученную в результате закалки при охлаждении проката, поковок, отливок, сварных соединений. Нагрев стали с исходной структурой мартенсита или бейнита - нередкое явление также при повторной закалке перегретых легированных сталей. Механизм фазовой перекристаллизации при нагреве исходно упорядоченной структуры заметно сложнее, чем «нормальный» механизм перекристаллизации.

При определенных условиях сталь теряет способность к перекристаллизации при a ® g -превращении. Нагрев крупнозернистой упорядоченной структуры выше Ас₃ может

Рис.19 Схема перекристаллизации стали с исходной неупорядоченной структурой при нагреве и охлаждении

вызвать образование зерен аустенита той же формы, размера и ориентации, что и исходное зерно стали, т.е. происходит восстановление исходного зерна. Такое явление называют структурной наследственностью в стали. Изучению этого сложного явления посвя­щены фундаментальные работы В.Д. Садовского с сотрудниками.

Чем более легирована сталь, тем шире диапазон скоростей нагрева, при которых проявляется структурная наследственность в стали. Легирование влияет на критическую скорость нагрева, при которой наблюдается восстановление исходного крупного зерна при повторном нагреве выше Ас₃ и не происходит образования мелкозернистого аустенита. Для легированной стали на рис.20 приведена схема, упрощенно показывающая процесс формирования зерна при нагреве и охлаждении стали с исходной упорядоченной структурой.

При достаточно медленном (1-2°С/мин) нагреве многих сталей аустенит образуется также кристаллографически упорядоченным механизмом, в результате чего и при таком нагреве наблюдается восстановление зерна исходной структуры, т.е. резко выраженная структурная наследственность. Увеличение скорости нагрева ведет к нарушению упорядоченности в процессе формирования (роста) аустенитной структуры и измельчению зерна. Образовавшийся при упорядоченном a® g - переходе аустенит фазово наклепан. С повышением температуры нагрева выше Т_р происходит его рекристаллизация, и только тогда зерно аустенита измельчается.

При промежуточных умеренных скоростях нагрева (100-150°С/мин), когда успевает пройти полный распад мартенсита до начала a®g -перехода, структурная наследственность стали не проявляется. При этом a®g-переход совпадает с рекристаллизацией и зерно сразу же получается мелким, т.е. реализуется нормальный неупорядоченный механизм перекристаллизации.

В работах Н.Н. Липчина с сотрудниками отмечается, что специальные карбиды хрома, молибдена, вольфрама, ванадия и титана, выделяясь при нагреве по границам мартенситных кристаллов, задерживают процесс рекристаллизации до температуры растворения карбидов в аустените.

                                                                       Время

Рис. 20 -  Схема перекристаллизации стали с исходной упорядоченной структурой при нагреве и охлаждении

Структурная наследственность хорошо проявляется в конструкционных сталях типа ЗОХГСА, 37ХНЗА, 20Х2Н4А и т. п. Наиболее вероятно проявление структурной наследственности при термической обработке предварительно перегретых сталей, содержащих добавки сильных карбидообразующих элементов - титана, ванадия, ниобия. Одна­ко необходимо оговориться, что не все легированные стали склонны к этому явлению при медленном нагреве. Быстрый нагрев, приводящий к структурной наследственности в конструкционных легированных сталях, может реализоваться на практике при электронагреве или нагреве тонких изделий в соляных ваннах с последующей кратковременной выдержкой. Следует подчеркнуть, что отпуск перед окончательным быстрым нагревом под закалку исключает проявление структурной наследственности. При медленном нагреве влияния предварительного отпуска, естественно, не наблюдается, так как он протекает в процессе самого нагрева под закалку.

В высоколегированных сталях (быстрорежущие, мартенситностареющие, нержавеющие мартенситные стали и др.) структурная наследственность проявляется в широком диапазоне скоростей нагрева, т. е. не только при быстром и медленном нагреве, но и при промежуточных умеренных скоростях нагрева. Следовательно, в таких сталях структурная наследственность наблюдается в обычно принятых на практике условиях нагрева, так как восстановленное зерно аустенита длительное время не рекристаллизуется. Так, при повторном нагреве под закалку быстрорежущей стали независимо от скорости нагрева при аустенитизации, происходит восстановление исходного зерна и наблюдается нафталинистый излом. В мартенситностареющих сталях восстановление крупного зерна происходит при обычной технологии их термической обработки.

3.1.2.Рост зерна аустенита

С повышением температуры и увеличением времени выдержки в аустенитной области происходит рост зерна аустенита. Движущей силой собирательной рекристаллизации аустенита является стремление системы понизить поверхностную энергию путем уменьшения протяженности границ зерен. В подавляющем большинстве сталей необходимо получить мелкое зерно аустенита, так как чем меньше размер зерна, тем выше прочность, сопротивление хрупкому разрушению и ряд других свойств сталей. В некоторых сталях (например, в магнитномягких трансформаторных сталях) стремятся получить, наоборот, крупное зерно. Легирование существенно влияет на размер зерна аустенита.

Карбидо- и нитридообразующие элементы (Сr, Мо, W, V, Nb, Тi, Zr) тормозят рост зерна аустенита при нагреве, причем тем сильнее, чем более стойкую фазу образует элемент. Алюминий, связанный в нитрид, также сильно тормозит рост зерна. Такое влияние карбидо- или нитридообразующих элементов объясняется наличием нерастворенных в аустените дисперсных карбидов и нитридов, оказывающих барьерное действие на мигрирующую границу зерен. Растворение и коагуляция дисперсных фаз в аустените устраняют или снимают эффект барьерного действия частиц. Максимальный размер зерна аустенита, зависит от размера частиц и их количества. Следовательно, чем больше объемная доля нерастворенных частиц сохраняется в стали при нагреве и меньше их размер, тем более мелкозернистым получается аустенит. Для получения мелкозернистой стали в широком диапазоне температур нагрева наиболее эффективно легирование стали двумя или более карбидо- или нитридообразующими элементами, имеющими различную температуру перехода соответствующих фаз в твердый раствор.

Необходимо отметить, что углерод, азот и алюминий, не связанные в карбиды и нитриды, а находящиеся в твердом растворе - аустените, способствуют росту его зерна.

Также увеличивают склонность к росту зерна бор, марганец и кремний. Мнения о природе влияния перечисленных эле­ментов на увеличение склонности к росту зерна противоречивы.

3.2. Превращение переохлажденного аустенита

При закалке, нормализации и отжиге происходит распад переохлажденного аустенита, при этом возможны три типа превращений: перлитное, промежуточное (бейнитное), мартенситное. Легирующие элементы существенно влияют на кинетику механизм этих превращений.

3.2.1. 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. 21 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. 21 - 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 исключением 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. 22). Наиболее сильно понижает М_н марганец, несколько  слабее  действуют  хром,  ванадий,  никель,  молибден.  Медь  и  кремний  в

Рис. 22 - Влияние содержания легирующих элементов на температуру начала мартенситного превращения М_Н стали с 0,9 % С

количествах, применяемых в 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.

3.2.3. Влияние легирующих элементов на бейнитное 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.

3.2.4. Влияние легирующих элементов на 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.23.

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. 23 - 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. 24).

                    

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. 25 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 (10^{9 -} 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 (10^11-10¹² 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. 26.

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. 26 -   Микроструктура мартенсита:

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

3.3. Влияние легирующих элементов на превращения при отпуске 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.

3.3.1. 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.27, 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. 27 - 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.

3.3.2 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-легиро-ванный 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.

3.3.3 Распад остаточного аустенита

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 с линией выделения избыточных специальных карбидов (рис. 28, штриховая линия). В этом случае в процессе выдержки при температуре отпуска (обычно 500-600 °С) из остаточного аустенита выделяются специальные карбиды типа Ме₂₃С₆   и др., остаточный аустенит обедняется углеродом и легирующим элементом, его мартенситная точка становится выше комнатной температуры и при охлаждении в участках остаточного аустенита образуется мартенсит. 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.

3.3.4 Возврат и рекристаллизация ферритной матрицы

При отпуске закаленной стали проходят процессы возврата и рекристаллизации, аналогичные протекающим при нагреве холоднодеформированной стали. Различие обусловлено разницей исходной структуры. Плотность дислокации закаленной стали как и холоднодеформированной, высокая (10⁸-10¹⁰, мм^-2), однако в мартенсите отсутствует ячеистая структура, а дислокации распределены относительно равномерно; для такой структуры характерно множество границ между мартенситными кристаллами. Все это, а также выделение карбидной фазы при отпуске накладывают свои особенности на процессы возврата и рекристаллизации мартенситной матрицы.

По мере повышения температуры отпуска закаленной стали в тонкой структуре происходит перераспределение и аннигиляция дислокаций, выстраивание дислокаций в стабильные стенки, возникновение субзерен, образование полигональной субструктуры и начала рекристаллизации. Температурный интервал каждого из этих процессов и степень его реализации находятся в прямой связи с устойчивостью сегрегаций атомов примесей, типом, количеством и характером выделения карбидных (нитридных) фаз при отпуске и их влиянием на блокирование дефектов кристаллического строения.

3.3.5  Дисперсионное упрочнение

При отпуске закаленной легированной стали протекают два противоположных по влиянию на прочность процесса: разупрочнение вследствие распада мартенсита и упрочнение в результате выделения дисперсных частиц специальных карбидов. Дисперсные карбидные частицы повышают предел текучести стали (твердость, временное сопротивление), так как являются эффективными препятствиями на пути движения дислокации. Эффективность упрочнения обусловливается количественным соотношением процессов разупрочнения и упрочнения.

На рис. 29 приведена схема, иллюстрирующая соотношение процессов разупрочнения и упрочнения при отпуске легированного карбидообразующими элементами мартенсита. Если повышение прочности |+Ds_д.ч| в результате выделения дисперсных частиц карбидов (рис.29, кривая 1) превышает разупрочнение |-Ds_т.р| твердого раствора при отпуске (рис. 29, кривая 2) при повышении температуры суммарное изменение прочности стали (рис.29, кривая 3) будет характеризоваться наличием пика повышения прочности. Для приведенного случая при  температуре  отпуска  t₂  |+Ds_д.ч|  > |-Ds_т.р|. Если эффект упрочнения будет меньше, чем эффект  разупрочнения, т.е. |+Ds_д.ч| < |-Ds_т.р|, то на суммарной кривой изменения прочности пика не будет, а будет лишь наблюдаться замедление процесса разупрочнения (рис.29).

Рис. 29 -  Изменение прочности вследствие распада мартенсита (1), из-за выделения дисперсных карбидных частиц (2) и суммарное (3) при отпуске закаленной стали:

                     а - |+Ds_д.ч| > |-Ds_т.р|;  б - |+Ds_д.ч| < |-Ds_т.р|

Для дисперсных частиц определенного фазового состава соотношение между упрочнением и разупрочнением, т.е. результирующая прочность, будет зависеть от содержания легирующего элемента, образующего дисперсную упрочняющую фазу. Чем больше такого элемента выделяется в виде дисперсной фазы (при сохранении ее размеров), тем больше упрочнение преобладает над разупрочнением. На рис. 30 показано влияние содержания ванадия на прочность (твердость) стали 40 после закалки и отпуска.

Минимальная концентрация карбидообразующего элемента, при которой упрочнение преобладает над разупрочнением, зависит от содержания углерода и типа образуемого карбида. Так, в низкоуглеродистой стали (0,1-0,15 % С) пик вторичной твердости появляется при 0,1-0,2 % V или 0,08-0,12 % Ni, или 2,5-3,0 % Сr.

Из приведенных примеров видно, что для разных содержаний элементов, образующих дисперсную упрочняющую фазу, кривые изменения прочности однотипны. Они различаются только тем, что при большом количестве дисперсных частиц на кривых наблюдается максимум вторичной твердости, а при малом количестве его нет, но при этом происходит замедление падения прочности. В первом случае явление повышения прочности обычно характеризуют термином дисперсионное твердение, а во втором - термином дисперсионное  упрочнение.  Термин  «дисперсионное  упрочнение»  является

Рис. 30 - Влияние температуры отпуска на твердость стали 40 с разным содержанием ванадия

более общим, так как применим к процессам, при которых выделяется любое количество дисперсных упрочняющих частиц, тогда как термин «дисперсионное твердение» - лишь к процессам с таким количеством частиц, при котором появляется пик вторичной твердости.

Явление дисперсионного упрочнения при отпуске протекает в сталях, легированных сильными карбидообразующими элементами: Cr, Mo, W, V, Nb, Ti, Zr, а также в сталях, в которых упрочняющими фазами являются также нитриды и интерметаллиды.

Необходимо отметить, что пик вторичной твердости может быть обусловлен и превращением при отпуске остаточного аустенита в мартенсит (вторичная закалка).

Зачастую пик вторичной твердости может быть обусловлен и дисперсионным упрочнением и вторичной закалкой. Такое явление наблюдается, например, при отпуске быстрорежущих сталей.

3.3.6 Отпускная хрупкость стали

Конструкционные стали, подвергаемые закалке и отпуску, имеют склонность к отпускной хрупкости.

После отпуска при определенных температурах и условиях наблюдается повышение температуры вязко-хрупкого перехода (рис. 31). На многих сталях охрупчивание наблюдается и по снижению ударной вязкости (рис. 32). Однако изменение температуры перехода является более надежным критерием склонности стали к отпускной хрупкости. Различают два рода отпускной хрупкости (рис. 32).

Отпускная хрупкость I рода, или необратимая, проявляется при отпуске около 300°С, и отпускная хрупкость II рода, или обратимая, обнаруживается после отпуска выше 500°С.

Необратимая отпускная хрупкость (I рода) присуща практически всем сталям, углеродистым и легированным, после отпуска в области температур 250-400°С. Повторный отпуск при более высокой температуре (400-500 °С) снимает хрупкость, и сталь становится к ней не склонной даже при отпуске вновь в район опасных температур. В связи с этим эта хрупкость получила название необратимой. Этот род хрупкости не зависит от скорости охлаждения после отпуска.

Легирующие элементы, за исключением кремния, не влияют существенно на развитие хрупкости I рода. Кремний сдвигает интервал развития хрупкости в область более высоких температур отпуска (350-450°С). Высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО) уменьшает склонность к отпускной хрупкости (см. рис. 32). На практике для исключения охрупчивания стали избегают проведения отпуска в области опасных температур.

                                                

Хотя природа необратимой отпускной хрупкости стали окончательно не установлена, считается, что наиболее вероятной причиной охрупчивания является выделение карбидных фаз по границам зерен на начальных стадиях распада мартенсита. Вследствие этого создается неоднородное состояние твердого раствора, возникают пики напряжений, и сопротивление разрушению по границам заметно меньше, чем по телу зерна, происходит межкристаллитное разрушение.

Обратимая отпускная хрупкость (II рода) в наибольшей степени присуща легированным сталям после высокого отпуска при 500-650 °С и медленного охлаждения от температур отпуска. При быстром охлаждении после отпуска (в воде) вязкость не уменьшается, а монотонно возрастает с повышением температуры отпуска. Отпускная хрупкость усиливается, если сталь длительное время (8- 10 ч) выдерживается в опасном интервале температур.

Отпускная хрупкость II рода может быть устранена повторным высоким отпуском с быстрым охлаждением и вызвана вновь высоким отпуском с последующим медленным охлаждением. Поэтому такую отпускную хрупкость называют обратимой. Развитие обратимой отпускной хрупкости не сопровождается какими-либо изменениями других механических свойств, а также видимыми при световой и электронной микроскопии структурными изменениями. Лишь при травлении шлифов поверхностно-активными реактивами наблюдается повышенная травимость по границам аустенитных зерен. По этим границам происходит и межзеренное хрупкое разрушение.

Легирование стали Сr, Ni, Мn усиливает отпускную хрупкость. Особенно сильно охрупчивается сталь при совместном легировании Сr+Ni, Сr+Мn, Сr+Мn+Si и др.

Введение до 0,4-0,5 % Мo и до 1,2-1,5 % W уменьшает, а иногда полностью подавляет склонность стали к обратимой отпускной хрупкости; при более высоком содержании этих элементов хрупкость вновь усиливается.

В последние годы достоверно установлена связь обратимой отпускной хрупкости с обогащением границ зерен примесями, в первую очередь фосфором и его химическими аналогами: сурьмой, мышьяком, а также оловом. По степени влияния на охрупчивание элементы располагаются в ряд Sb, Р, Sn, Аs, где наиболее сильное влияние оказывает сурьма. Так, содержание сурьмы 0,001 % уже вызывает значительное развитие хрупкости, повышая порог хладноломкости после окрупчивающего отпуска почти на 100 °С. При таких же содержаниях фосфор смещает порог хладноломкости на 40 °С. С помощью методов электронной микроскопии (Оже-спектроскопия, метод обратного расстояния быстрых ионов) проведена оценка сегрегации указанных примесей на границах зерен. Установлено, что сегрегация примесей в приграничных участках превышает объемную концентрацию этих элементов в 100-1000 раз, а толщина приграничного слоя сегрегации составляет лишь несколько атомных слоев (до 1-2 нм).

Люди также интересуются этой лекцией: 8 Стабилизаторы напряжения и тока.

Исследованиями этими же методами выявлена значительная сегрегация на границах зерен легирующих элементов (Cr, Ni, Mn и др.), которые значительно увеличивают термодинамическую активность примесей и их приток к границам. Мо и W при оптимальных содержаниях не сегрегируют к границам. Вследствие падения поверхностной энергии межзеренного сцепления более чем на порядок происходит разрушение стали по границам аустенитных зерен.

Разработаны и нашли широкое практическое применение методы борьбы с обратимой отпускной хрупкостью:

1. Легирование стали молибденом (0,2-0,4 %) или его аналогом вольфрамом в количестве 0,6-1,2%.

2. Ускоренное охлаждение (вода или масло) после высокого отпуска.

3. Снижение содержания вредных примесей, особенно фосфора.

Необходимо также отметить, что применение вместо обычной закалки высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО) позволяет подавить склонность, как к необратимой, так и к обратимой отпускной хрупкости (см. рис. 32). Причина такого влияния ВТМО состоит в том, что при такой обработке увеличивается протяженность границ благодаря образованию зубчатых большеугловых границ и развитой структуры, вследствие чего уменьшается сегрегация примесей и возрастает прочность межзеренного сцепления.