5. Мартенситное превращение

Мартенситное превращение в легированных сталях и спла­вах развивается при низких температурах и больших сте­пенях переохлаждения относительно равновесной темпе­ратуры начала т-»-а-перехода. При температурах мартен- ситного 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 углерод- содержащих легированных сталях, безуглеродистых легиро­ванных сталях, а также бинарных сплавах железо — леги­рующий элемент. В результате мартенситного превраще­ния обычно образуется пересыщенный твердый раствор на основе а-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.

В углеродистых сталях наблюдается тетрагональность решетки мартенсита вследствие пересыщения твердого раст­вора углеродом. Степень тетрагональности решетки мартен­сита— отношение с/а — определяется содержанием в нем углерода: с/а=\ + ур, где р — содержание углерода, % (по массе); у=—0,046 + 0,001 коэффициент.

Кинетика мартенситного превращения в большинстве углеродистых, а также легированных конструкционных и инструментальных сталях носит атермический ха­рактер.

Типичная кривая атермического мартенситного превра­щения приведена на рис. 54.

Как правило, атермическое мартенсит­ное превращение происходит в сталях, м а р – тенситная точка Mh которых лежит выше комнатнойтемпературы.

Разновидностью атермического мартеиситного превра­щения является взрывное мартенситное превра­щение, при котором некоторое количество мартенсита образуется мгновенно при температуре Мн. Взрывное мартенситное превращение наблюдается в железоникелевых сплавах и сталях с мар- тенситной точкой ниже комнатной темпе­ратуры.

В сталях с атермической кинетикой мартеиситного 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 Мк, 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 мартеиситного 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 ступенча-. той закалке) содержание остаточного аустенита может пре­вышать 20 %.

В сплавах на основе Fe—Cr—Ni и Fe—Ni—Mn, имею­щих мартенситную точку ниже комнатной температуры, мартенситное превращение может быть полностью подав­лено быстрым охлаждением до температуры жидкого азо­та (—196 0C). 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 % Mn (Г. В. Курдюмов, О. П. Макси­мова).

На рис. 55 приведены С-образные диаграммы изотерми­ческого мартенситного превращения в таком сплаве. Эта диаграмма внешне подобна диаграмме изотермического превращения аустенита в перлитной области. Однако в от­

Рис. 55. Кривые изотермического мар­тенситного превращения в сплаве с 23,2 % Ni и 3,62 % Mn. Первые ощу­тимые следы мартенсита (0,2 % М)

BpenЯ, с

Рис. 54. Мартен – ситная кривая прн атермиче – ском характере превращения

Личие от диффузионного перлитного превращения аустени­та мартенситное превращение в изотерми­ческих условиях никогда не идет-до конца.

Хотя атермическая и изотермическая кинетика образо­вания мартенсита внешне существенно различна, принци­пиальной разницы между ними нет. В некоторых сплавах наблюдается совмещение обеих кинетик мартенситного превращения, например взрывное атермическое образова­ние мартенсита при определенной температуре и дополни­тельное образование некоторого количества мартенсита уже по изотермической кинетике при последующей выдер­жке.

Влияние различного рода воздействий на аустенит может в значительной степени влиять на кинетику мартен­ситного превращения. Деформация аустенита при темпе­ратурах выше Mh 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 мартенсит – ном интервале температур, называется мартенситом охлаждения.

Верхней температурной границей образования мартен­сита при пластической деформации является точка Мл, вы­ше которой мартенсит не образуется при любых степенях деформации. Температура всегда лежит ниже точки

60

50

40

JO

20

10 О

-200-160 -80-10 OtC 0 12 3 4 5Т, ч

М„ MaT0 А д Ah Температура

Рис. 56. Влияние температуры на изменение свободной энергии аустенита и мартенсита

Рис. 57. Влияние пластической деформации на образование мартенсита прн не­прерывном охлаждении (а) и в изотермических условиях (б):

П —сталь с 1,1% С и 2,7% Mn; б — сплав Х17Н9 (Г. В. Курдюмов, О. П. Мак­симова)

T0, отвечающей равенству свободных энергий аустенита и мартенсита (рис. 56).

Аустенит, в котором при пластической деформации на­блюдается 1>-»-а-переход, часто называют м е т а с т а – б и л ь н ы м (по отношению к пластической деформа­ции) а у с т е н и т о м.

-При пластической деформации легированных марганце­вых, хромомарганцевых и хромоникелевых сталей может наблюдаться мартенситное превращение у-уе-^а, при ко­тором образуется промежуточный е-мартенсит с гексаго­нальной плотноупакованной решеткой, который затем мо­жет переходить в а-мартенсит с о. ц. к. решеткой. Такое превращение наблюдается в тех случаях, когда сплавы имеют низкую энергию дефектов упаковки с сильным рас­щеплением дислокаций, которые являются зародышами образования е-фазы с гексагональной решеткой

Влияние пластической деформации аустенита на по­следующее мартенситное превращение ниже точки Mh 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. 57 показано влияние большой пластической де­формации (30 %) аустенита на образование мартенсита при охлаждении в стали с 1,1 % С и 2,7 % Mn, 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 охлажде – . нии, от 70 (без деформации) до 48 °/о (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 а^у-переходах в случае циклического нагрева и ох­лаждения.

Механизм мартенситного превращения заключается в закономерной скачкообразной перестройке граиецентрированной решетки аустенита в объемноцентрированиую решетку мартенсита. При этом перемещения соседних атомов не превышают межатомных расстояний. Между ре­шетками аустенита и мартенсита существуют определенные ориентаци – онные соотношения.

Структура кристаллов мартенсита зависит от температуры мартен­ситного превращения, т. е. положения точки Мв. 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 двойникованное строение пластинчатые кристаллы мартенсита имеют только при очень низких температурах образования (например, сплав 25Н32, Mb =—150°С). В большинстве случаев кристаллы пластинчатого мартенсита двойнико – ваны лишь частично в мидрибе, а в периферийных зоиах не содержат двойников. Плотность дислокаций в периферийных зоиах мартенситного

1§5

Кристалла относительно невелика (IO9—1,610, см-2), оиа сравнима с плотностью дислокаций 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

Рис. 58. Микроструктура мартенсита:

A — пластинчатый; б — пакетный; в — 8-мартенсит, сталь Г20

Мартенсит, иногда называемый Реечным или массивным. Пакетный мартенсит состоит из тонких параллельных мартенситных пластин, образующих пакет, имеющий приблизительно одинаковые ли­нейные размеры по всем направлениям. Толщина пластин в пакете для углеродистых и никелевых сталей колеблется от 0,25 до 2,25 мкм. Со­отношение размеров пластины составляет 1 : 7 : 30. Пластины в пакете разделяются малоугловыми границами.

Плотность дислокаций в пластине пакетного мартенсита весьма вы­сока (1011—IO12, см-2). Пакетный мартенсит может быть частично двой – никован, однако в меньшей степени, чем пластинчатый (игольчатый)

Мартенсит. Двойники в пакетном мартенсите образуются при более низ­ких температурах мартенситного превращения, т. е. вблизи точки MK – В хромоникелевых, марганцевых, хромомаргаицевых и других ле­гированных сталях с низкой энергией дефектов упаковки формируется гексагональный Е-мартеисит, имеющий вид пластин, параллельных плоскостям (Ill)V II(Oll)E . В некоторых легированных сталях наблю­дается смесь из 8- и а-мартенсита. Пример микроструктуры пластин­чатого и пакетного мартенсита, а также е-мартенсита приведен иа рис. 58.

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 двойиикованный мар. тенсит, а при более высоких — пакетный. В легированных сплавах па мере понижения мартенситиой точки морфология мартенсита меняется от пластинчатого к пакетному.

Ниже по данным Kpayca и Мадера показано влияние состава сплава на морфологию мартенсита (границы образования пакетного » пластинчатого мартенсита), цифрами указано содержание второго ком­понента, °/0

Система…. Fe-C Fe-N Fe-Ni Fe-Cr Пакетный M. . >0,6 >0,7 >29 >10 Пластинчатый M . 0,6—2,0 0,7—2,5 29—34 —