Файл: Физические основы электротермического упрочнения стали..pdf

вызывающего увеличение расстояния между-'атомами железа толь­ ко по оси [ООП, отсутствие ее может свидетельствовать о неполной упорядоченности в расположении атомов углерода в решетке та­ кого мартенсита. Л. И. Лысак и Б. И. Николин [206] высказали предположение, что причиной неполной упорядоченности по угле­ роду может быть особый механизм образования мартенсита в мар­ ганцевых сталях, заключающийся в том, что мартенсит образуется из аустенита через промежуточную фазу е-мартенсит с ГПУ решет­ кой. Возможно, что часть атомов углерода (примерно половина) в этом случае не попадает в нужные октаэдрические поры и оказы­ вается «замороженной» в несвойственных этим атомам порах по осям [010] и [100] либо в тетраэдрических порах а-решетки. Одна­ ко с повышением температуры благодаря усилившейся тепловой подвижности атомы углерода занимают энергетически более вы­ годные, «правильные» позиции в порах по оси [001] и тем самым придают решетке нормальную тетрагональность.

Таким образом, в мартенсите при низких и обычных температу­ рах могут происходить следующие процессы [207]:

1) перераспределение атомов углерода в порах а-решетки — упорядочение решетки мартенсита по позициям атомов углерода, процесс протекает быстро при нагреве от отрицательных до комнат­ ных температур и сопровождается повышением тетрагональности;

2)миграция атомов углерода к дефектам, в результате чего обра­ зуются зоны «кубического» мартенсита, процесс протекает при ком­ натных температурах и длится несколько часов;

3)диффузионное перемещение углерода с образованием карбид­ ных выделений и а-железа с кубической решеткой, содержащей зна­ чительное количество углерода на дефектах кристаллического стро­ ения, процесс протекает интенсивно при нагреве до температур 120—150° С и является первым этапом распада мартенсита.

и в распаде мартенсита при нагреве, в процессе которого формируют­ ся свойства отпущенной стали.

На основании изложенных сведений о строении мартенсита мож­ но высказать некоторые соображения о природе прочности зака­ ленной стали.

Наличие достаточно плотной дислокационной сетки в углеро­ дистом мартенсите является одним из факторов, обусловливающих его сопротивление деформации. Дислокации в мартенсите во всех случаях прямолинейны и не образуют ячеистую структуру. Дисло­ кационная сетка состоит из дислокаций скольжения типа -|-(111)

и малоподвижных дислокаций типа а (100). Дислокации с векто­ рами Бюргерса а (100), хотя они и не сидячие, затрудняют сколь­ жение дислокаций типа -|-(111) вследствие взаимного пересече­ ния. Пластическая деформация мартенсита может осуществляться

восьмью вариантами скользящих дислокаций т и п а ( 1 1 1 ) . Поэтому

высокое сопротивление мартенсита пластической деформации за­ висит не столько от недостаточного числа действующих систем скольжения, сколько от значительного числа малоподвижных дисло­ каций типа а < 100), что и обусловливает его высокую хрупкость.

Поведение дислокаций мартенсита при пластической деформа­ ции изучено на стали с 0,28% углерода [207]. После закалки от 950° С сталь деформировалась волочением. После деформации ста­ ли структура мартенсита существенно изменяется (рис. 86). С уве­ личением степени деформации величина разориентировки блоков достигает нескольких десятков градусов и рефлексы на электронограмме сливаются в почти сплошные кольца. Из полученных дан­ ных следует, что дислокации, образующие сетку в малоуглеродис­ том мартенсите, при деформации перераспределяются. Дислокации

скольжения типа ~(111) движутся в своих плоскостях, достигая

границ фрагментов или кристалла. Малоподвижные дислокации типа а (100) сохраняются внутри фрагментов. Они служат барьером, препятствующим движению дислокаций скольжения. Однако, как показал Стро [208], существует вполне реальная воз­ можность их диссоциации на две дислокации у (111) при достаточ­ но высоких напряжениях, что способствует продолжению процесса пластической деформации, но без образования зародышевых трещин.

Более эффективным барьером, обусловливающим появление тре­ щин, являются границы зерен и двойников. Поэтому с повышением содержания углерода, при котором увеличивается количество внут­ ренних двойников, мартенсит упрочняется и охрупчивается. Ди­ слокация, линия которой проходит через границу двойника, мо­ жет легко двигаться, если ее вектор Бюргерса одинаков с обеих сторон границы [189].Если же величина или направление вектора Бюргерса изменяется, то дислокация может двигаться, оставляя за собой цепочку дефектов на границе двойника. Движение всех таких дислокаций затруднено. Исключение составляют те из них, у которых вектор Бюргерса параллелен единственному направле­ нию (111), общему для исходной и двойниковой ориентации. Огра­ ничение действующих систем скольжения должно способствовать дополнительному упрочнению высокоуглеродистого мартенсита [185]. В то же время такие препятствия внутри мартенситного кри­ сталла, как тонкие двойники, создают условия для зарождения тре­ щин при деформации. В работе [209] показано, что в монокристал­ ле железа трещины образуются при скоплении дислокаций перед границами двойников. При пересечении дислокациями тонких двойников уже в процессе мартенситного превращения могут об­ разовываться микротрещины, так как тонкий двойник, обладая

Роль дислокационной, двойниковой и блочной субмикрострук­ тур в обеспечении высокого сопротивления мартенсита пластиче­ ской деформации нельзя рассматривать в отрыве от содержания углерода в решетке мартенсита. Неблагоприятное действие углеро­ да в данном случае несомненно. Этот вывод можно сделать на осно­ вании сопоставления свойств закаленной стали и безуглеродистых мартенситостареющих сплавов. При общем сходстве дислокацион­ ной субмикроструктуры эти материалы существенно отличаются по

очередь, от резкого снижения тормозящего действия примесей внедрения, так как процент их в сплаве очень мал.

Атомы углерода, находящиеся в октаэдрических порах решет­ ки или в виде атмосфер на дефектах, оказывают дополнительное сопротивление движению дислокаций и, главное, придают этому

кости. С понижением содержания углерода хрупкость мартенсита уменьшается. Нормальные эксплуатационные свойства, необходи­ мые для конструкционного материала, закаленная сталь приобре­ тает только после соответствующего отпуска, причем оптимальное сочетание прочности и пластичности зависит не только от темпера­ туры, но и от продолжительности отпуска. Такое сочетание этих свойств обеспечивается при отпуске стали быстрым электронагре­ вом в заданную температурную область.

ВЛИЯНИЕ ДЕФЕКТНОЙ СТРУКТУРЫ АУСТЕНИТА

НА МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ

В многочисленных экспериментальных исследованиях, посвящен­ ных термомеханической обработке, улучшение механических свойств сталей связывается с особенностями формирующейся дислокацион­ ной структуры аустенита и наследованием этой структуры мартен­ ситом.

Природа наследования мартенситом структурных несовершенств аустенита пока еще не выяснена [212]. Для нас наибольший инте­ рес представляет вопрос, как влияют наследуемые структурные несовершенства на строение и свойства мартенсита, получаемого при закалке стали после скоростного нагрева. Существенное влия­ ние на кинетику мартенситного превращения могут оказать такие структурные элементы, как границы зерен, деформационные двой­ ники, полосы скольжения, выделения второй фазы, дислокацион­ ная структура и т. п. Если не учитывать энергетический аспект вопроса, связанного с тем, что все указанные выше факторы обус­ ловливают изменение внутренней энергии системы, а значит, и относительное смещение линий свободных энергий у- и а' (мар-

тенсита)-фаз, то напрашивается вывод о том, что инструментально определяемая точка образования мартенсита должна быть струк­ турно-чувствительной величиной. Изменение структурного состоя­ ния должно влиять прежде всего на число центров зарождения новой фазы при мартенситном превращении. Это непосредственно вытекает из дислокационной теории зарождения мартенсита в аустените, разработанной Франком [213], Кнаппом и Делингером [173], Кауфманом и Коэном [214]. Согласно этой теории,'в аустени­ те имеются определенные структурные образования, которые при последующем охлаждении развиваются в мартенситный кристалл. Это положение подтверждено экспериментально [215] при изучении влияния старения сплава Fe + 30% Ni в аустенитном состоянии на кинетику мартенситного превращения.

Говоря о кинетике мартенситного превращения, важно под­ черкнуть, что скорость изотермического мартенситного превраще­ ния определяется скоростью образования зародышей, а не ско­ ростью их роста, о чем свидетельствуют результаты экспериментов по определению скорости и времени образования мартенситных кристаллов [176]. Представления о полюсном механизме генерации дислокаций позволяют учитывать при рассмотрении не только стабильные, но и метастабильные дислокационные конфигурации, образующиеся вследствие действия полей упругих напряжений при деформации аустенита, возникновении новой фазы и т. п., подобно применению модели Котрелла — Билби [216] для объяснения роста двойников. Таким образом, говоря о наследовании мартенситом дефектной структуры исходной аустенитной фазы, необходимо иметь в виду, что нарушения кристаллической решетки аустенита в результате образования дислокаций «леса» или ячеистой струк­ туры, границ зерен, частиц второй фазы оказывают инициирующее действие на зарождение мартенситной фазы и тем самым на всю структуру закаленной стали, что обусловливает различную мор­ фологию, а значит, и различные механические свойства мартенси­ та. Это объясняется автокаталитическим действием растущих кри­

пятствием, не прозрачным для нее, способствует зарождению дру­ гого кристалла [217—219]. Поэтому, рассматривая, например, вли­ яние размера зерна аустенита на размер и структуру мартенсита, следует иметь в виду влияние размера зерна аустенита на кинетику автокаталитического процесса образования мартенсита. Началь­ ная скорость мартенситного превращения уменьшается с уменьше­ нием размера зерна аустенита вследствие возникновения первых мартенситных кристаллов меньшего размера. Для получения одно­ го и того же количества мартенсита в стали с различным размером зерна аустенита в мелкозернистом аустените должно произойти большее число актов зарождения, чем и обусловливается мелкоигольчатость мартенсита в стали с меньшим аустенитным зерном.

На основании теоретических и экспериментальных результатов разработаны модели, учитывающие влияние размера зерна аустени­ та, его дислокационной структуры и частиц второй фазы на разви­ тие мартенситного превращения. Однако экспериментальная про­ верка этих моделей в подавляющем большинстве случаев проводи­ лась на сталях аустенитного или аустенито-мартенситного класса с низкой мартенситной точкой, что позволяло исследовать тонкую структуру аустенита при помощи микроскопов с высокой разре­ шающей способностью. Установленные закономерности не всегда можно полностью распространить на другие классы сталей (ферритные, перлитные или промежуточные). Тем не менее знание за­ висимости мартенситной структуры от указанных факторов, не­ сомненно, имеет важное значение при выборе режима термической обработки стали для получения заданных структур.

Измельчение зерна аустенита приводит к снижению температу­ ры мартенситного превращения. В работах [220—223] установлена некоторая качественная связь между величиной зерна и снижением температуры. Так, в стали с 0,49% углерода [220] при увеличении размера зерна (от 20—30 до 200—300 мк) температура мартенситно­ го превращения повысилась от 303 до 329° С, причем повышение сопровождалось уменьшением начальной скорости образования мар­ тенсита. Аналогично изменялась температура Мн в сплаве Fe + + 23% Ni [220]; при увеличении размера зерна от 30 до 260 мк температура превращения повышалась от —50 до + 7 0 ' С. Вслед­ ствие измельчения зерна изменяется кинетика мартенситного пре­ вращения и уменьшается количество мартенсита (при этом образую­ щийся мартенсит имеет мелкоигольчатую форму), что наблюдалось при охлаждении мелкозернистых структур магнитометрическим ме­ тодом [213, 222, 223].

Экспериментальное исследование влияния дислокационной структуры на развитие мартенситного превращения сопряжено со значительными трудностями. Этим объясняется недостаточное ко­ личество таких экспериментов, а следовательно, и недостаточное освещение вопроса в литературе. Тем не менее удалось установить определенную связь между характером дислокационной структу­ ры аустенита и мартенситом. Уменьшение энергии дефекта упаков­ ки способствует дестабилизации аустенита [224] и появлению мар­ тенситной фазы. При увеличении плотности дислокаций аустенита, например, методом циклической термообработки [225] в сплаве Fe + 30,7% Ni снижается температура мартенситного'превращения и измельчается образующийся мартенсит. Наблюдавшееся яв­ ление объяснялось увеличением числа зародышей мартенсита вслед­ ствие повышения плотности дислокаций. Исследование влияния ячеистой структуры аустенита (сплав Fe + 24,8% Ni + 0,42% С) на развитие мартенситного превращения показало, что малоугло­ вые границы ячеек прозрачны для растущего кристалла мартенси­