книги / Строение и свойства металлических сплавов

ную кинетику перехода у -> а из-за высокой температуры равно­ весия (~900°С ), при которой тут же происходит релаксация возникающих напряжений или рекристаллизация («порча» коге­ рентной границы, превращение ее в большеугловую и миграция). В кобальте, наоборот, Т0 лежит при очень низких температурах и всегда наблюдается нормальный мартенситный (полиморф­ ный) механизм. Если к кобальту добавить элементы, повышаю­

щаяся только своим состоянием, в частности наличием большого количества несовершенств.

Во-вторых, надежно показана обратимость мартенситного

нагреве до 600° С в тех же объемах возникал аустенит с тем же игольчатым рельефом. Непременным условием обратного пре­ вращения является предотвращение распада твердого раствора. В стали это трудно осуществить из-за большой скорости рас­ пада мартенсита.

Обратйый переход мартенсита в аустенит начинается выше Т0 при Т = Ан (температура начала образования аустенита). При этом наблюдается гистерезис или перегрев (рис. 116), ана­ логичный переохлаждению при охлаждении.

В-третьих, в определенных условиях все-таки наблюдается изотермическое превращение аустенита (практики давно столкнулись с этим явлением: самопроизвольный рост разме­ ров закаленных стальных изделий связан с распадом остаточ­ ного аустенита в изотермических условиях). При температурах, обычно ниже комнатных, при которых скорость превращения достаточно мала и поэтому ее можно измерить, четко проявляет­ ся изотермическое превращение аустенита (Л) в мартенсит (М) и его зависимость от скорости охлаждения.

На рис. 117 показано изотермическое превращение А -+ М в марганцовистой стали (Курдюмов, Максимова [238]). Для хро­ моникелевой стали переходного класса (СН-2) отмечена зависимость скорости изотермического превращения аустенита в мартенсит и количества образующего при этом мартенсита от температуры изотермы (рис. 118). Четкий максимум наблюдает­ ся цри температуре около —75° С. Наименьшее значение инку­ бационного периода составляет 2 мин. С повышением и пониже­ нием температуры инкубационный период возрастает; выдержка

261

турной зависимости скорости мартенситного превращения, составляет 4,19 кдж/г-атом (1,0 ккал/г-атом) [221].

Как указывалось ранее, в некоторых сплавах (алюминиевая бронза, Fe — Ni, Fe — Мп), имеет место изотермический рост уже образовавшихся кристаллов мартенсита и, следовательно, увеличение количества мартенсита может идти не только за счет образования новых кристаллов.

Изотермическое мартенситное превращение наблюдается при переходе [5-урана в а-уран в разбавленных сплавах U — Сг.

262

углерод, например, способствуют проявлению особенностей вто­ рого механизма [240].

Исследование кинетики мартенситного превращения в спла­ вах F e — С — Ni, где взрывообразное начало реакции сильно выражено, привело к выводу [247] о том, что наблюдаемая карти­ на удовлетворительно объясняется особенностями превращения А-*-М [220]. Для проявления мартенситного взрыва необхо­ димы как высокая упругая энергия исходной фазы (для накопле­ ния упругих искажений), так и достаточная кинетическая энер­ гия. В сплавах с очень низкой температурой превращения [Мн« (—150) -?• (—180°С] в связи с малой энергией -теплового колебания атомов тенденция к взрывному характеру превраще­ ния ослабевает.

Влияние дефектов структуры

Существенную роль в процессах мартенситного превращения играют дефекты кристаллического строения. В общем случае чем совершенней решетка аустенита, тем больше должна быть

Дм и тем ниже Мн. Возникающие при различных воздей­

ствиях (термической обработке, пластической деформации, облу­ чении) дефекты структуры могут,' однако, не только стимулиро­ вать мартенситное превращение, но и, наоборот, задерживать его — снижать Мп и уменьшать количество образующегося мар­ тенсита. В первом случае это скорее всего дефекты, возникаю­ щие при небольших степенях пластической деформации, относи­ тельно неустойчивые и исчезающие при невысоких температурах. Во втором случае — это более устойчивые дефекты, для устра­ нения которых требуется более высокая температура нагрева.

Так, согласно Захарову и Максимовой [242], облучение спла­ ва Fe — Ni — Мп дозой нейтронов, равной 6,5 -1017 см~2, приво­

затрудняющие превращение. По-видимому, при дальнейшем нагреве уничтожаются и более устойчивые дефекты, препят­ ствующие превращению, и Мн повышается (рис. 120).

Что конкретно представляют собой менее и более устойчивые дефекты, не очень ясно. Вероятно, очень мелкие дефекты созда­ ют пики напряжений и избыточную энергию, облегчающую пре­ вращение. Более устойчивыми будут, вероятно, скопления де­ фектов, например границы субзерен. Устранение этих дефектов требует значительного диффузионного перемещения и, следова­ тельно, более высокой температуры.

В некоторых работах предполагалось, что ядро дислокаций является центром, откуда начинается образование мартенсита,

264

промежуточный (гексагональный) е-мартенсит, то инициировать превращение может дефект упаковки. Для высокомарганцевой стали отмечалось, что дефекты упаковки и являются зародыша­ ми е-мартенсита (Богачев, Муравель, Еголаев [256]). В дальней­ шем обычный а-мартенсит зарождается внутри &или на границе двух пластин е-мартенсита. Как указывалось ранее, при очень малом значении энергии дефекта упаковки вначале образуется е-мартенсит, а при более высоком значении — а-мартенсит.

совершенном кристалле (Разумовский, Фишман).

Кристаллография мартенситного превращения

При рассмотрении кристаллографии мартенситного превра­ щения используются дислокационные концепции. На основании представления о движущихся рядах дислокаций сделана по­ пытка изобразить действительную картину атомных перемеще­ ний, определяющих движение поверхности раздела [230].

С помощью двумерного ряда параллельных краевых дисло­ каций можно описать поверхность раздела между двумя искаженными областями кристалла, имеющими идентичную структуру и повернутыми друг относительно друга вокруг оси параллельно линиям дислокаций. Этот ряд (если рассмотреть

265

его в делом, отвлекаясь от внутренней структуры) может быть назван поверхностной дислокацией (поверхностная дислокация характеризуется не вектором Бюргерса, а тензором).

Дислокационные представления использованы, в частности, для описания мартенситного превращения в кобальте и железе [244]. Однозначное описание на основе дислокационной модели возможно для простого случая перехода в кобальте К12-^Г12: он может быть осуществлен прохождением частичных дислока­ ций Шокли через каждую вторую плотноупакованную плоскость о н } в кубической решетке. Кубическая упаковка ... abc... abc превращается в гексагональную ... ab ... ab ... ab При темпера­ турах, значительно более высоких, чем температура превраще­ ния, дислокации в кубической решетке кобальта слабо растянуты (что объясняется относительно большой энергией дефектов упаковки). С понижением температуры разница в свободной энергии высоко- и низкотемпературной фаз и энер­ гия дефектов упаковки уменьшается и дислокации, расположен­ ные параллельно < 110>, становятся все более растянутыми. При достаточно низкой температуре две частичные дислокации каждой пары под действием сил отталкивания расходятся так далеко, что большая часть каждой плоскости скольжения пре­ вращается в дефект упаковки.

Для объяснения самопроизвольного превращения на чере­ дующихся плоскостях решетки в большом объеме Зегер пред­ положил, что движущиеся частичные дислокации в результате пересечения с другими дислокациями закономерно переходят из одной плоскости в другую, параллельную первой. Описанный механизм напоминает деформационное двойникование для о. и. к. решетки — «дислокационную мельницу».

Соответствие двух решеток в простейшем случае означает, что вектор мартенситной фазы, обозначаемый рядом атомов, будет вектором и в продукте превращения; определенная плос­ кость матрицы становится подобной плоскостью в продукте превращения. Такое превращение — линия в линию, плоскость в

рассмотреть как гомогенную деформацию одной решетки в дру­ гую. (Строго говоря, полного соответствия векторов и плоско­ стей нет и имеется некоторый угол между парой векторов или плоскостями матрицы и продуктом превращения. Однако существуют три взаимно перпендикулярных вектора и плоскости в матрице, которые остаются взаимно перпендикулярными после превращения.)

Образующийся в результате однородной деформации кри­ сталл мартенсита находится в окружении аустенитной матрицы, поэтому его появление сопровождается возникновением значи­ тельной упругой энергии. Как показано в работах [245, 246], упругая энергия мартенситного кристалла будет минимальной,

266

если он будет иметь форму пластины. Кроме того, пластина мартенсита должна быть определенным образом ориентирована относительно осей аустенита. В частности, упругая энергия мартенситной пластины будет минимальна, если поверхность раздела фаз будет неискаженной [246], т. е. не будет деформи­ роваться и поворачиваться в процессе фазового превращения. Такую плоскость принято называть инвариантной. Если переме­ щения атомов в процессе превращения будут происходить крат­ чайшими путями (деформация Бейна), то плоскости не инвари­ антны. Для сохранения условия инвариантности, которое отве­

сталла.

Если дополнительная деформация представляет собой двойниковый сдвиг по одной из плоскостей {112}м или скольже­ ние вдоль этой же плоскости, то мартенситная пластина будет иметь плоскость габитуса, близкую к {259}л- Подтверждением теории могут быть наблюдаемые с помощью электронного микроскопа очень тонкие двойники в фольгах сплавов на желез­ ной основе, в которых прошло мартенситное превращение [247].

При повышении температуры и увеличении подвижности ато­ мов превращение становится все менее упорядоченным и может получиться так, что соответствие полностью нарушится, вероят­ но, в том случае, когда путь диффузии атомов в процессе пре­ вращения соизмерим с размером кристалла продукта превра­ щения.

В двухкомпонентной системе с различной подвижностью атомов возможен случай, когда имеют место диффузионное перемещение одного компонента с образованием фазы другого состава и перестройка атомов другого компонента по мартен­ ситному типу. Соответствие будет только для малоподвижных компонентов и превращение будет только частично мартенсит­ ным (например, бейнитное превращение). Неясно, может ли это быть, когда оба компонента занимают положение в узлах решет­ ки и какова должна быть разница в диффузионной подвижности атомов обоих компонентов. В этом случае, по-видимому, должна возникнуть большая избыточная концентрация вакансий.

Соответствие решеток двух фаз требует непрерывного пере­ хода структуры на поверхности раздела. В случае превращения г. ц. к. г. п. у. полностью когерентная поверхность раздела возможна. Такая граница аналогична двойниковой и также име­ ет низкую энергию. Ряды и плоскости атомов на границе непре­ рывны и в принципе не содержат дислокаций или других нарушений непрерывности. Основная трудность — это объяснить подвижность такой границы.

В случае полукогерентной границы ее можно представить как поверхность раздела, состоящую из когерентных и некоге­

267

рентных участков. На поверхности нет полного соответствия и нарушения накапливаются постепенно.

Рассмотрены две модели полукогерентной границы: одна предусматривает возможность перемещения поверхности раздела за счет переползания дислокаций, следовательно, в этом случае движение дислокаций не консервативно и требует диффузии ато­ мов или вакансий. Другая модель полукогерентной границы — мартенситная. Инвариантный сдвиг решетки может быть выпол­ нен путем скользящего движения ряда параллельных дислокаций, лежащих на поверхности раздела и перемещаю­ щихся вместе с ней. Плоскости скольжения этих дислокаций являются соответствующими плоскостями обеих структур.

близко к комнатной температуре и в нелегированной стали мож­ но закалкой получить почти полностью аустенитную структуру.

Влияние углерода с термодинамической точки зрения можно объяснить следующим образом. С увеличением содержания уг­ лерода разность внутренней энергии двух состояний возрастает,

268

дых растворов не должна существенно зависеть от содержания

углерода и стали).

Легирующие элементы по-разному влияют на положение Мн и Мк и это влияние зависит от содержания углерода (например, хром и молибден понижают Мн тем значительней, чем больше содержание углерода в стали). Предложены различные эмпири­ ческие зависимости для приближенной оценки положения в зависимости от состава стали.

Влияние углерода и легирующих элементов на критические точки мартенситного превращения связывается как с изменени­ ем термодинамических свойств фаз, так и с изменением упруго­ пластических свойств среды (Садовский, Якутович [249]).

Эффект стабилизации, отмеченный в [257, 258], служил затем предметом многочисленных исследований. Стабильность аусте­ нита может существенно меняться в зависимости от условий.. Изменение устойчивости аустенита может быть естественно вызвано химическими факторами, например изменением химиче­ ского состава при выделении из твердого раствора или раство­ рении карбидов и других фаз.

Существенную роль играет термический фактор. Так, способ­ ность к у a-превращению уменьшают следующие процессы: изотермическая выдержка в области температур мартенситногопревращения, выдержка выше Мн, нагрев до некоторой темпера­ туры. Если выдерживать образец в интервале мартенситного превращения, оно может начаться лишь при значительном по­ следующем понижении температуры и часто носит взрывной ха­

рактер.

Термическая стабилизация объясняется по-разному, в частно­ сти закреплением поверхностей раздела атомами внедрения (на­ блюдалось, например, в сплаве In — Те) * или образованием атмосферы растворенных атомов вокруг дислокаций в исходной фазе, что приводит к увеличению сопротивления матрицы росту мартенситной пластины и может также сказаться на образова­ нии зародышей. Некоторую роль в стабилизации аустенита ни­ же М„ может играть, по-видимому, релаксация напряжений, вы­ званных ранее образовавшимися пластинами. В пользу таких представлений свидетельствует зависимость соответствующих эффектов от времени и температуры.

Стабилизация аустенита возможна за счет фазового наклепа при прямом и обратном превращении, а также за счет пластиче­ ской деформации и тогда, когда в процессе деформации не обра­ зуется мартенсит и когда он образуется. Зависимость здесь до­ статочно сложная, как указывалось ранее на примере облучения сплава Fe — Ni — Мп. В случае сплава Fe — N i— Сг наблюда­ лось, что слабая предварительная деформация (2—4%) активи­

* С h г | s t i a n J . W . В с б . « P h y s ic a l p r o p e r t ie s o f m a r t e n s it e a n d b a in it e » . S p e c . R e p o r t . I r o n a n d S t e e l I n s t ., 1 9 6 5 , № 9 3 , p . 1.

269

рует мартенситное превращение, а значительная деформация стабилизирует аустенит [250].

Во многих случаях стабилизация аустенита при обратном пе­ реходе объясняется изменением состава в связи с перераспреде­ лением элементов между а- и у-фазами.

Тонкая структура мартенсита

Как известно, мартенсит в стали представляет собой пла­ стинки, имеющие форму линз в пространстве и характерных игл — в сечении [248]. Такая структура мартенсита наблюдается и во многих сплавах не на основе железа; она связана главным образом с давлением, которое испытывает растущая пластинка мартенсита от окружающей матрицы.

Сильное пересыщение о. ц. к. железа примесями внедрения, да и сам характер мартенситного превращения приводит к воз­ никновению значительных статических искажений и появлению большого числа дефектов в структуре мартенсита.

При 1% С в стали величина статических смещений атомов

О

Аа в мартенсите достигает ~ 1 • 10-2 нм (0,10 А) [225]. Пластин­ ки мартенсита характеризуются двойниковой структурой и боль­ шой плотностью дислокаций. Тонкая структура мартенсита су­ щественно зависит от условий его образования и состава. Часто наблюдается сложная дислокационная субструктура, которую не удается описать простой моделью, предлагаемой теорией.

Во многих случаях в железных и нежелезных сплавах пла­ стинки или иглы мартенсита состоят из ряда двойников различ­ ной толщины. В стали наблюдались двойники толщиной порядка

О

2 нм (20 А ) [247], отстоящие друг от друга на 20—40 нм (200—

400 А ).

Двойники тем тоньше, чем больше деформация при мартен­ ситном превращении. По мере удаления от поверхности раздела двойники становятся более широкими (наблюдалось с помощью оптического микроскопа для In — Те и других сплавов).

В сплавах Аи — Cd наблюдались только широкие двойники. Однако такая структура требует наличия дислокаций на по­ верхности раздела для аккомодации искажений.

Мартенсит без внутренних двойников наблюдался в малоуг­ леродистой стали (где эти двойники обычно соседствуют с гек­ сагональным e-мартенситом) и в марганцовистой, а также хро­ мистой стали.

Детально тонкая структура методом электронной микроско­ пии на просвет исследовалась в малоуглеродистой (0,049— 0,15% С), высоконикелевой (31,2% Ni) стали [259] (Мн меня­ лась от —75 до —125° С). В кристаллах мартенсита, особенно в центральной части их (на средней линии или «мидрибе»), на­

270