Мартенсита происходит

Рис. 231. Микроструктура мартенсита, полученного после закалки от нормальных температур (а) и крупнозернистого, полученного в результате небольшого (б) и большого (в) перегрева при закалке. Сталь 40, Х500

ности при ТМО с упрочнением аустенита в результате интенсивного наклепа при повышенных или высоких температурах. В связи с этим большой интерес представляет работа В. И. Саррака и Р. И. Энтина [129], в которой экспериментально исследована зависимость между степенью упрочнения аустенита и прочностью мартенсита, полученного из наклепанной Y-фазы. Образцы стали 45ХЗН8С в аустенитном состоянии (при 52Е'°) подвергали сжатию до различных степеней упрочнения.

Металлографические исследования показали, что незначительная пластическая деформация (е .= 0,12) при ВТМО мало влияет на средний размер и форму зерен аустенита. При увеличении степени деформации до е =1,0 и более число зерен аусте-нита на единицу площади шлифа резко возрастает вследствие появления большого количества мелких рекристаллизованных зерен. Процесс рекристаллизации интенсифицируется с увеличением температуры деформации. Кроме того, при больших степенях деформации, в закаленной стали появляются продукты немартенситного превращения в результате увеличения критической скорости закалки, т.е. интенсификации процесса изотермического превращения аустенита после пластической деформации. Таким образом, при малых степенях деформации при ВТМО мартенсит образуется только из деформированного аустенита, что вызывает повышение прочности. Снижение прочности с увеличением степени пластической деформации стали 45 при ВТМО выше оптимального диапазона, вероятно, можно объяснить различием механических свойств мартенсита, образовавшегося из деформированного аустенита, и мартенсита, полученного из рекристаллизованных зерен аустенита, а также появлением в закаленной стали продуктов немартенситного превращения,

Уменьшение количества карбидной фазы и повышение коррозионной стойкости стали с увеличением степени пластической деформации при ВТМО носит затухающий характер. Это можно объяснить частичной рекристаллизацией сильно деформированного аустенита. Распад мартенсита, образовавшегося из рекристаллизационных зерен, по-видимому, протекает так же быстро,: как и мартенсита, полученного при обычной закалке. При большей пластической деформации аустенита (е = 1,0) в закаленной стали возникает значительное количество продуктов немартенситного превращения, коррозионная активность которых выше, чем мартенсита. Это приводит к понижению коррозионной стойкости стали, подвергнутой ВТМО с большими степенями деформации. С увеличением степени пластической деформации при ВТМО тетрагональность мартенсита возрастает с 1,038 до 1,050, т.е. процесс распада мартенсита и выделение карбидной фазы при отпуске после ВТМО, по крайней мере при принятых нами режимах ВТМО, у стали 45 происходит медленнее, чем после контрольной закалки.

Отпуск после высокочастотной закалки. Степень распада мартенсита после электрозакалки, соответствующая отпуску при 160° С в течение 5 мин, достигается для мартенсита, полученного обычной закалкой, лишь при отпуске в течение 80 мин, а степень распада после отпуска в течение 10 мин при той же температуре практически не достигается после обычной закалки стали даже в течение многочасового отпуска (фиг. 24). Это позволяет при правильно выбранном режиме электрозакалки значительно сократить продолжительность отпуска. Сокращение длительности отпуска или снижение его температуры при той же длительности обеспечивает более высокие по сравнению с обычной закалкой и отпуском прочностные свойства с сохранением пластичности стали (фиг. 25). Например, после высокочастотной закалки и

Особенности строения мартенсита, полученного после электромеханического упрочнения, выявлены электронно-микроскопическими и рентгеноструктурными исследованиями. Мартенсит характеризуется неоднородностью концентрации углерода и наличием в нем перлита. Такое строение обусловливает более высокую твердость по сравнению с твердостью гомогенного мартенсита [58].

Поскольку твердость является одним из важных показателей механических свойств металла, то многие исследователи оценивают теплостойкость по изменению твердости упрочненной стали после различных температур отпуска [39]. Теплостойкость изучалась на образцах из стали 45, закаленных ТВЧ, и после нагрева в печи. Микротвердость поверхностного слоя стали, закаленной ТВЧ, после низкого отпуска (180°С) сохраняет увеличенное свое значение по отношению к микротвердости стали, закаленной в печи. При повышении температуры отпуска микротвердость стали, закаленной ТВЧ, падает более интенсивно и при температуре 300 °С не отличается от микротвердости образцов, закаленных в печи. Объясняется это меньшей устойчивостью мартенсита, полученного при закалке ТВЧ, и более интенсивным выделением карбидов ввиду недостаточной гомогенности исходного состояния. Имеются данные, что белая зона поверхностного слоя более устойчива к сохранению твердости при нагреве, чем обычный мартенсит.

В мартенситно-стареющих хромоникелевых сплавах состояние максимального упрочнения тупр при низкотемпературном старении (400—500° С), по-видимому, соответствует метаста-бильному состоянию неоднородного твердого раствора (аналогично зонной структуре в алюминиевых сплавах), в образовании которого большую роль играет высокая плотность дефектов (дислокаций). Максимальное упрочнение на этой стадии наблюдается в мартенсите, концентрация дефектов в котором более высокая. (При старении мартенсита, полученного холодной деформацией или обработкой холодом, упрочнение выше, чем при отпуске мартенсита.)

Рис. 231. Микроструктура мартенсита, полученного после закалки от нормальных тем-псратур (а) и крупнозернистого, полученного в результате небольшого (б) и большого (в) перегрева при закалке. Сталь 40. Х500

На рис 57 показано влияние большой пластической деформации (30 %) аустенита на образование мартенсита при охлаждении в стали с 1,1 % С и 2,7 % Мп, 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 мартен-ситное превращение

Эрозионная стойкость мартенсита, полученного при закалке с различных температур и отпуске при 200° С стали 45

тье превращение при отпуске]. При 350—400 °С полностью завершается процесс выделения углерода из а-раствора (мартенсита), происходит нарушение когерентности и обособление решеток феррита и карбида, связанное с одновременным протеканием карбидного превращения, в результате которого образуется цементит (eFevC —>• -*Fe3C)*.

Превращение остаточного аустенита (второе превращение при отпуске). При отпуске высокоуглеродистых и многих легированных среднеуглеродистых сталей, содержащих повышенное количество остаточного аустенита при температуре 200—300 °С происходит его распад. Механизм распада остаточного аустенита, по-видимому, близок к механизму бейшггного превращения переохлажденного аустенита (см. с. 176), В результате превращения остаточного аустенита образуются те же фазы, т, е, обедненный углеродом мартенсит и частицы карбидов, что и при отпуске закаленного мартенсита яри той же температуре, но структурное состояние продуктов распада отличается от состояния продуктов, получаемых при превращении мартенсита

Снятие внутренних напряжений и карбидное превращение (третье превращение при отпуске). При температуре 850—400 "С полностью завершается процесс выделения углерода из га-раствора (мартенсита), происходит нарушение когерентности и обособление решеток феррита и карбида, связанное с одновременным протеканием карбидного превращения, в результате которого образуется цементит Fe2C -> Fe8C.

Типичным примером, характеризующим деформационное поведение монокристаллов, являются результаты исследования сплава Си — AI — Ni. На рис. 2.50 показаны [44] кривые напряжение — деформация, полученные при растяжении монокристаллических образцов сплава [% (по массе)] Си — 14,5 AI — 4,4 Ni в широком интервале температур, включающем Т превращения. При Г < Мs перед деформацией существует термически равновесная мартенситная 7-'фаза. Миграция поверхности раздела мартенситной и исходной фаз или двойниковой границы внутри мар-тенситных кристаллов обусловливает механизм деформации при низких напряжениях. Поэтому на кривых не наблюдается области упругой деформации и легко происходит пластическая деформация. В интервале М — Af наблюдается область упругой деформации исходной фазы до того, как под действием напряжений образуется мартенситная 7i -фаза. В тот момент, когда напряжения вызывают образование мартенсита, происходит значительное падение ••-^ряжений. Это явление связано с механизмом образования мартенситной у\-фазь\. Она образуется мгновенно в большом объеме, при этом высвобождается большая энергия деформации и происходит значительная релаксация напряжений. При Г < Af при снятии нагрузки деформация сохраняется частично или полностью, однако затем при нагреве происходит полный возврат деформации. В связи с этим восстанавливается форма, то есть сплавы проявляют эффект памяти формы. При Т > Af мартенситная 0^-фаза образуется под действием напряжений, поэтому при этих температурах (рис. 2.50) большого падения напряжений не происходит, однако вблизи точки

На рис. 2.51 показаны кривые напряжение — деформация, иллюстрирующие деформационное поведение поликристаллических образцов сплава Си — Al — Ni [45]. Хотя в температурной области ниже точки MS поликристаллических образцов и наблюдается упругая деформация в мар-тенситном состоянии (см. рис. 2.51, а), но миграция поверхностей раздела между мартенситными фазами или двойниковых границ внутри кристаллов мартенсита происходит с большим трудом, чем в монокристаллических образцах. Можно считать, что причиной этого является [39, 40] взаимное стеснение кристаллических зерен. В температурной области выше точки MS напряжение образования мартенсита, как и в

мические напряжения, однако для этого сплава температура закалочной среды близка к точке MS, поэтому при низких напряжениях возникают кристаллы мартенсита, происходит релаксация термических напряжений, в результате чего предотвращается разрушение.

Первая причина связана с разностью удельных объемов образующихся при вторичной кристаллизации фаз. Например, у аусте-нита он составляет 0,1275 см3/г, а у прочного, но малопластичного мартенсита - 0,1310 см3/г. При сварке закаливающихся сталей исходная твердая фаза - аустенит - при охлаждении почти полностью распадается, превращаясь в другие фазы, в том числе и в мартенсит. Металл при этом увеличивается в объеме, как бы разбухает. Основные превращения происходят при температурах выше 400 °С, горячий металл пластичен, напряжений в нем не возникает. Чем больше скорость охлаждения, тем больше образуется мартенсита, происходит закалка, но в то же время больше остается аустенита, не успевшего распасться при высоких температурах. Его превращение в мартенсит медленно продолжается при низких температурах, при которых металл приобрел высокую прочность, но стал хрупким. Теперь в результате увеличения объема возникают и накапливаются внутренние напряжения, образуются трещины.

5. Кинетика мартенситного превращения (в отличие от перлитного) характеризуется обычно отсутствием инкубационного периода. Образование каждого элемента структуры—пластины мартенсита происходит с большой скоростью, практически мгновенно. Максимально возможная скорость роста, по-видимому, равна скорости звука. Действительная скорость меньше и составляет около трети скорости звука. По разным оценкам время образования од „ой дластины ^10~7 сек, что отвечает скорости роста ~1000 м/сек. По данным [254], линейная скорость роста мартенсита в широком интервале температур (от комнатной до —200° С) примерно .одинаковая: !~10~5 сект1. Это значит, что в исходном сплаве (Fe—Ni) энергия активации роста фактически равна нулю. Кулин и Коэн показали, что даже при 4° К в сплавах Fe — Ni наблюдается мартенситное превращение почти с такой же скоростью, как и при более высокой температуре. Большую скорость роста кристалла мартенсита можно объяснить уменьшением барьеров в процессе роста в связи с возникновением напряжений на границе растущего .кристалла (Любов, Ройтбурд [255]).

Отпускная хрупкость первого рода вызывается неоднородностью превращения мартенсита при его отпуске. Благодаря сосредоточению на границах зерен всевозможных дефектов — дислокаций, вакансий, промежуточных атоЛюв и пр. — превращение там мартенсита происходит, наиболее полно. В результате границы зерен упрочняются сильнее и служат

Как было отмечено выше, структурные превращения сопровождаются изменением удельного объема стали. В частности, при распаде мартенсита происходит уменьшение объема, а При распаде аустени-та — увеличение. Поэтому для изучения структурных превращений при нагреве закаленной стали пользуются дилатометрическим анализом, суть которого заключается в точной фиксации изменений длины закаленных образцов. В соответствии с характером изменения длины закаленных образцов в углеродистой стали различают четыре стадии превращения при нагреве.

нивания температуры по всему сечению изделия, а затем охлаждение на воздухе. Образование мартенсита происходит в этом случае при охлаждении на воздухе. При таком методе закалки получение мартенсита возможно в легированных сталях с высокой устойчивостью переохлажденного аустенита в интервале температур перлитного превращения и в изделиях небольшого сечения (10... 12 мм) из низко- и среднеуглеродистых сталей. После такой закалки уровень внутренних напряжений и склонность к образованию трещин меньше.