Мартенситных кристаллов

Исследования закаленной на аустенит стали 20Х позволили установить, что в результате воздействия абразивов при изнашивании мартенситные превращения на поверхности происходят на глубину до 60 мкм [52]. При этом количество мартенсита увеличивается до 60% (в исходном состоянии в тех же слоях 22%). Появление мартенсита приводит к увеличению объема поверхностной зоны на 1,59%, что вызывает возникновение внутренних напряжений

Размеры и микротвердость слоев при одинаковых режимах обработки зависят от содержания углерода в углеродистых сталях. С увеличением содержания углерода в этих сталях наблюдается значительный рост микротвердости в ЗТВ луча ОКГ (рис. 4). Так, при Е — 2,06 Дж, т = 1,5 мс, F = 43,2 мм, в малоуглеродистой доэвтектоидной стали 20, структура которой состоит из феррита и перлита, микротвердость первого слоя ЗТВ луча ОКГ составляет 750—770 кгс/мм2, а при обычной закалке цементированной стали 20 достигается микротвердость 300—350 кгс/мм2. Высокая твердость первого слоя ЗТВ свидетельствует о том, что в процессе охлаждения после воздействия луча ОКГ в нем происходили мартенситные превращения, т. е. нетравящаяся светлая полоса представляет собой малоуглеродистый мелкодисперсный мартенсит. Температура нагрева этого слоя изменялась от температуры плавления стали до точки Acs.

В условиях дальнейшего охлаждения в материале происходят структурные превращения, которые, как известно, сопровождаются изменением удельного объема. В частности, в рассматриваемый период времени (ta — 4) в стали происходят мартенситные превращения, ведущие к увеличению объема и тем самым обусловливающие развитие напряжений
Четвертый слой наиболее удален от эпицентра зоны лазерного воздействия и граничит с основным материалом. Он также подвергнут неполной закалке, однако твердость этого слоя наивысшая (900 кгс/мм2). Это обусловлено тем, что мартенситные превращения в нем происходят с максимальной скоростью ввиду быстрого отвода тепла из этого слоя в основной материал. Количество феррита в четвертом слое в 3—5 раз больше, чем в третьем.

превращение, проходящее через ряд метастабильных состояний, гидрид-ное превращение, изотермические мартенситные превращения и замедленный эвтектоидный распад.

идные, мартенситные превращения, распад пересыщенного твердо-

Обратимые мартенситные превращения — основа

ствии заряженных частиц с монокристаллами // Мартенситные превращения: Докл.

1.6. Мартенситно-мартенситные превращения, вызванные напряжениями, и многостадийная псевдоупругость........................ 50

1.6. МАРТЕНСИТНО-МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ, ВЫЗВАННЫЕ НАПРЯЖЕНИЯМИ, И МНОГОСТАДИЙНАЯ ПСЕВДОУПРУГОСТЬ

ке из монокристаллов /Si -мартенсита образуется yj -мартенсит (рис. 1.34, л). Этот У,-мартенсит имеет плоскость габитуса (1,0, 29)/Si и содержит двойниковые дефекты (101) У,. При дальнейшей разгрузке возникает монокристалл с характеристической плоскостью габитуса y'i -мартенсита и с такой же ориентировкой, как и первоначальная. В результате этого происходит полный возврат деформации, приложанной в процессе нагружения до точки f, почти на 10%. Кристаллографическая ориентировка образовавшихся под действием напряжения мартенситных фаз У, 0", a'i и &\ относительно друг друга почти не изменяется, что подтверждают результаты рентгеноструктурного анализа. Предполагают, что этот факт, а также то, что1 плоскость габитуса образующейся при преврещении 0'/— а( — 0 фазы параллельна базисной плоскости, обусловлены тем, что мартенситно-мартенситные превращения происходят в результате движения частичных дислокаций, имеющих вектор Бюргер-са ±1/3 [100] в плоскости базиса. На рис. 1.35 приведена схема, иллюстрирующая указанный механизм превращения. Таким образом, последовательные превращения между мартенситными фазами происходят путем зародышеобразования и роста частичных дислокаций в плоскости базиса. Действительно, экспериментальные результаты, полученные до настоящего времени при исследовании псевдоупругости превращения, объясняются с помощью указанной модели.

кристаллографических направлениях неодинакова. Вследствие этого кристаллы мартенсита имеют форму пластин,которые закономерно ориентированы в исходном аустените: (011) мартенсита (1П) аустенита, [ПО] аустенита 1111 I мартенсита. Кристаллы мартенсита в зависимости от состава стали (в первую очередь в зависимости от содержания углерода), а, следовательно, и от температуры своего образования могут иметь разную морфологию и различную субструктуру. Различают два основных морфологических типа мартенситных кристаллов: пакетный (или реечный) и пластинчатый (двойникованпый). Пакетный мартенсит образуется в углеродистых и легированных конструкционных сталях (содержащих не более 0,5 % С), у которых точка М лежит при сравнительно высоких температурах (рис. 108). Кристаллы пакетного мартенсита имеют форму тонких (0,1—0,2 мкм) пластин (реек). Группа параллельных кристаллов образует вытянутый пакет (рис. ПО, о, 109, б и г). В каждом зерне аустенита обычно возникает несколько (2—4) пакетов мартенсита (рис. 110, а). При увеличениях светового микроскопа отдельные кристаллы (монокристаллы) мар-генсита в пакете не видны и выявляются лишь границы пакетов. Реечные кристаллы мартенсита обычно разделены прослойками остаточного аустенита (рис. ПО, а). Так как пакетный мартенсит в низкоуглеродистых сталях образуется при высоких температурах, он претерпевает частичный распад (самоотпуск). Внутри кристаллов мар-гепсита выделяется некоторое количество карбидных частиц, что приводит к образованию кубического мартенсита. Субструктура пакетного мартенсита сложная и характеризуется большой плотностью дислокаций (~10'- см"2).

Зависимость размеров мартенситных кристаллов от деформации при НТМО (аусформинг) [120]

Некоторые исследователи считают, что склонность закаленной стали к замедленному разрушению связана не столько с присутствием водорода и среды, сколько с закономерностями мартен-ситного превращения, приводящего к возникновению в структуре стали остаточных микронапряжений вследствие «динамического» эффекта при столкновении быстрорастущих мартенситных кристаллов друг с другом или с границами зерен [91, 131]. Этим объясняется ЗР сталей по границам старых аустенитных зерен [90]. Склонность к ЗР объясняют постепенным накоплением дефектов структуры, образующихся в результате вязкого течения по границам зерен [113]. Склонность к ЗР возрастает с увеличением податливости нагружающей системы. Так, при длительном нагружении на растяжение с перекосом 12° болтов диаметром 10 мм из стали ЗОХГСА (в состоянии закалки с

В результате Т. о. м. происходит измельчение зерен исходного аустенита и увеличение дисперсности мартенситных кристаллов, сохраняется нек-рая ориентированность в расположении карбидов, с увеличением степени деформации возрастает плотность дефектов кристаллич. ре-тетки.

В связи с тем, что температура перегретого пара в современных энергоустановках превысила 510° С, хромомолибденованадиевые стали (12Х1МФ, 15Х1М1Ф), как более жаропрочные, полностью заменили в котельном производстве хромомолибденовые стали. Большая жаропрочность этих сталей объясняется тем, что V в них упрочняет твердый раствор, уменьшает скорость диффузионных процессов перераспределения элементов, главным образом Мо, и повышает устойчивость стали против отпуска. Кроме того, распределение термически устойчивых высокодисперсных карбидов ванадия по дефектам кристаллической решетки препятствует развитию сдвиговых процессов при пластической деформации. Наиболее удачно распределение карбидов ванадия по многочисленным дефектам мартенситных кристаллов и наименее — по

Мы предлагаем для получения естественно-композитных конструкционных материалов использовать быстрый электронагрев в сочетании с последующей деформацией [11.13]. Быстрый электронагрев стали позволяет получить мелкозернистую структуру аустенита с повышенной плотностью дислокаций и неоднородным распределением углерода по объему. Деформация такого аустенита еще больше измельчает структуру, делает ее направленной и способствует направленному распаду аустенита при последующем охлаждении. Таким образом, после охлаждения получаем естественно-композитный материал. Деформацию можно производить в межкритической области. В этом случае, если непосредственно после деформации сталь закалить, то также получим естественно-композитный материал с направленным расположением мартенситных кристаллов.

Упрочнение мартенсита сплавов Fe—Ni—Со—W при нагреве происходит в результате дисперсионного твердения. f В сплавах с 15—20% Со в процессе старения при 440—550° С происходит расслоение твердого раствора на микрообъемы, одни из которых обогащены Fe и Со (в них реализуется ближний порядок типа Fe— Со), а другие обогащены Ni и W (в них образуется ГПУ-фаза на основе Ni3W). Зарождение ГПУ-фазы происходит гомогенно по всему объему мартенситных кристаллов, т. е. дефекты структуры не являются местами предпочтительного зарождения выделений. При увеличении температуры старения (или времени старения) происходит растворение фазы типа Ni3W и выделение более стабильной фазы типа Fe2W. С этим процессом следует связывать наблюдаемое при 570—620° С явление возврата электросопротивления сплава Fe—Ni—Со—W, предварительно состаренного при 500—550° С.

Увеличение скорости нагрева приводит к повышению твердости (рис. 11). При низкой температуре закалки t2 и большой скорости нагрева твердость HRC3 ниже, чем при той же температуре, но с меньшей скоростью нагрева. Это объясняется тем, что перлит не успева-ет полностью превратиться в аустенит. Максимальная твердость достигается при температуре закалки t3. Повышенная твердость при скоростном нагреве также объясняется образованием мартенситных кристаллов значительно меньших размеров. В интервале температур tz... /3 при скоростном нагреве по сравнению с обычной закалкой может быть получена повышенная твердость, несмотря на наличие непревращенных объемов (зона А). Снижение твердости (зона Б), вызванное неполнотой превращения, перекрывается увеличением твердости мелкодисперсных мартенситных кристаллов.

Исследование мартенситных превращений в ряде сплавов железа и титана показало, что уменьшение размера кристаллитов сопровождается подавлением мартенситных переходов [16]. Так, критический размер зерна, ниже которого мартенситное превращение при охлаждении сплава Ti0 5Ni0)25Cu0i25 не происходит, составляет 15 — 25 нм. Теоретическое рассмотрение этого вопроса, основанное на анализе условий зарождения мартенситных кристаллов, показало, что объемная доля конечного продукта мартен-ситного превращения и температура начала превращения зависят от исходного размера кристаллитов по закону ~ L0~l/2. Физическое объяснение роли размерных эффектов в данном случае заключается в том, что с уменьшением диаметра зерна размер критического зародыша для мартенситного превращения становится больше размера кристаллитов.

То, что разные кристаллографические варианты кристаллов мартенсита образуются по соседству друг с другом, приводит к взаимному ослаблению деформации превращения, поэтому это явление называют самоаккомодацией. Если усреднить деформацию формы, сопровождающую образование мартенситных кристаллов четырех вариантов, составляющих ромб, то матрица, выражающая в целом это изменение формы, оказывается близка к единичной матрице. Следовательно, хотя исходная фаза полностью претерпевает мартенситное превращение при охлаждении

Усталостная долговечность сильно зависит от схемы циклического нагружения. Кроме того, в том случае, когда поверхность раздела исходной и мартенситной фаз, поверхность раздела мартенситных кристаллов с различной ориентировкой или границы зерен кристаллов участвуют в деформации, усталостная долговечность в сильной степени зависит от этих факторов. Чтобы исследовать влияние указанных факторов, была определена усталостная долговечность поликристаллических образцов из сплава Си - AI - Ni составов А, В и С (рис. 2.60) [61]. Точка М$ у этих сплавов составляла -93 °С И), О °С (В) и 147 °С (С). В связи с этим схема деформации при комнатной Т отражает упругую деформацию исходной фазы (А), деформацию, обусловленную возникновением напряжений в мартенситной фазе (В), деформацию, обусловленную перераспределением кристаллов мартенситной 71-Фазы, образовавшейся термически (С). Испытания на усталость осуществлялись с заданной амплитудой, поэтому по оси ординат на рисунке указаны напряжения за один цикл деформации.