Структурная наследственность в стали

Исходная упорядоченная структура.

Рассматриваемый случай имеет особо важное значение для легиро­ванных сталей, так как иногда они подвергаются термической обра­ботке, имея исходную крупнозернистую упорядоченную структуру (мартенсит и бейнит), полученную в результате подкалки при охла­ждении проката, поковок, отливок, сварных соединений. Нагрев стали с исходной структурой мартенсита или бейнита - нередкое явление также при повторной закалке перегретых легированных сталей. Механизм фазовой перекристаллизации при нагреве исходно упорядоченной структуры заметно сложнее, чем «нормальный» ме­ханизм перекристаллизации.

При определенных условиях сталь теряет способность к перекристаллизации при α-γ -превращении. Нагрев крупнозернистой упорядоченной структуры выше Ас3 может вызвать образование зе­рен аустенита той же формы, размера и ориентации, что и исходное зерно стали, т.е. происходит восстановление исходного зерна. Такое явление называют структурной наследственностью в стали.

В зависимости от легирования и скорости нагрева можно сгруппировать стали по степени проявления структурной наследственности. Ниже показано влияние легирования и скорости нагрева на проявление структурной наследст­венности (знак «плюс» означает проявление структурной наследст­венности, а «минус» - ее отсутствие) в стали:

Быстрый Умеренный Медленный

нагрев нагрев нагрев

Высоколегированные + + +

Легированные + - +

Низколегированные

и углеродистые - - -

 

Чем более легирована сталь, тем шире диапазон скоростей нагрева, при которых проявляется структурная наследственность в стали. Легирование влияет на критическую скорость нагрева, при которой наблюдается восстановление исходного крупного зерна при повторном нагреве выше Ас3 и не происходит образования мелке зернистого аустенита.

Для легированной стали на рис. 2 приведена схема, упрощенно показывающая процесс формирования зерна при нагреве и охлаждении стали с исходной упорядоченной структурой.

«При достаточно быстром (сотни градусов в секунду) нагреве закаленной и неотпущенной стали реализуется особый кристал­лографически упорядоченный механизм образования аустенита, сходный с обратным мартенситным превращением в высоколегиро­ванных сплавах, в результате чего происходит восстановление зерна исходной структуры. По мере уменьшения скорости нагрева все в большей степени получают развитие процессы отпуска и нормаль­ный, контролируемый диффузией механизм образования аустенита, сопровождающийся измельчением зерна.

 

Рис. 2 Схема перекристаллизации стали с исходной упорядоченной структурой при нагреве и охлаждении

 

При промежуточных умеренных скоростях нагрева (100…150 °С/мин), когда успевает пройти полный распад мартенсита до начала α-γ -перехода, структурная наследственность стали не проявляется. При этом α-γ-переход совпадает с рекристаллизацией и зерно сразу же получается мелким, т.е. реализуется нормальный неупорядоченный механизм перекристаллизации.

 

Рост зерна аустенита

С повышением температуры и увеличением продолжительности выдержки в аустенитной области происходит рост зерна аустенита. Движущей силой собирательной рекристаллизации аустенита является стремление системы понизить поверхностную энергию путем уменьшения протяженности границ зерен. В подавляющем большинстве сталей необходимо получить мелкое зерно аустенита, так как чем меньше размер зерна, тем выше прочность, сопротивление хрупкому разрушению и ряд других свойств сталей.

Карбидо- и нитридообразующие элементы (Cr, Mo, W, V, Nb, Ti, Zr) тормозят рост зерна аустенита при нагреве, причем тем сильнее, чем более стойкую фазу образует элемент. Алюминий, связанный в нитрид, также сильно тормозит рост зерна. Такое влияние карбидо- или нитридообразующих элементов объясняется наличием нерастворенных в аустените дисперсных карбидов и нитридов, оказывающих барьерное действие на мигрирующую границу зерен. Растворение и коагуляция дисперсных фаз в аустените устраняют или снимают эффект барьерного действия частиц.

Для получения мелкозернистой стали в широком диапазоне температур нагрева наиболее эффективно легирование стали двумя или более карбидо- или нитридообразующими элементами, имеющими различную температуру перехода соответствующих фаз в твердый раствор.

 

2.2 Превращение переохлажденного аустенита

При распаде переохлажденного аустенита возможны три типа превращения: перлитное, промежуточное, мартенситное. Легирующие элементы существенно влияют на кинетику и механизм этих превращений.

 

2.2.1 Влияние легирующих элементов на устойчивость переохлажденного аустенита

Как известно, устойчивость переохлажденного карбида к распаду характеризуется диаграммами изотермического превращения аустенита. Изменение содержания углерода и легирование аустенита влияют на кинетику перлитного и промежуточного превращений и температуру мартенситного превращения.

Некарбидообразующие элементы (Ni, Al, Si, Cu), принципиально не меняя вид С-кривой, смещают ее по температуре превращения и повышают устойчивость аустенита, т.е. увеличивают инкубационный период распада, сдвигая линии по диаграмме вправо. Исключение составляет кобальт, который уменьшает время до начала распада.

Карбидообразующие элементы (Cr, Mo, W, V) существенно изменяют вид диаграммы и кинетику превращения, обуславливая четкое разделение перлитного и бейнитного превращений с появлением области повышенной устойчивости аустенита между ними.

Разделение перлитного и промежуточного превращений на диа­грамме распада вообще свойственно легированным сталям при на­личии в их составе нескольких легирующих элементов независимо от их карбидообразующей способности, хотя при наличии карбидообразователей эта особенность ярче проявляется.

Легирующие элементы по-разному влияют на перлитное, про­межуточное и мартенситное превращения.

В перлитной области все легирующие элементы, за исключени­ем кобальта, если они переведены в аустенит при нагреве, увеличи­вают устойчивость переохлажденного аустенита. Особенно эффек­тивно увеличивают инкубационный период молибден и марганец, несколько слабее - хром и никель. Уменьшает его кобальт. В доэвтектоидных сталях легирующие элементы могут по-разному влиять на выделение избыточного феррита и образование феррито-карбидной смеси. Так, кремний ускоряют процесс образования избыточного феррита, но замедляю распад на феррито-карбидную смесь, а марганец и никель замедляют оба процесса. Увеличение содержания углерода существенно уменьшает скорость образования избыточного феррита в доэвтектоидных сталях и повышает скорость образования избыточного карбида в заэвтектоидных сталях, а скорость образования феррито-карбидной смеси максимальна при его концентрации, близкой к эвтектоидной.

В промежуточной области наиболее эффективно увеличивают устойчивость аустенита углерод и азот. Легирующие элементы Мn, Cr, Ni, Mo, W и другие расширяют инкубационный период начала промежуточного превращения, но существенно в меньшей степени, чем они влияют на перлитное превращение. Как известно, промежуточное превращение в отличие от перлитного не завершается полным распадом аустенита, часть аустенита остается нераспавшейся. Легирование увеличивает количество остаточного аустенита при бейнитном распаде.

После легирования промежуточное превращение смещается в область более низких температур, в результате чего в высоколегирован­ных сталях оно может совпадать с мартенситным превращением.

Влияние легирующих элементов на устойчивость аустенита не аддитивно. т.е. при наличии в аустените нескольких элементов их действие не суммируется, а может очень существенно изменяться.

Легирующие элементы оказывают также сильное влияние на температуру начала мартенситного превращения М_н. Наиболее сильно понижают М_н марганец, несколько слабее действуют хром, ванадий, никель, молибден. Медь и кремний в количествах, содержащихся в стали, мало влияют на положение мартенситной точки. Кобальт и алюминий повышают мартенситную точку. Углерод и азот сильно снижают температуру мартенситного превращения. Поскольку от положения температурного интервала мартенситного превращения аустенита по отношению к комнатной температуре зависит количе­ство остаточного аустенита в стали, то элементы, понижающие тем­пературу мартенситного превращения (С, Mn, Cr, Ni, Mo и др.), будут увеличивать количество остаточного аустенита после закалки, а Si и Со, наоборот, уменьшать его.

Влияние легирующих элементов до пределов их содержания в большинстве низколегированных и легированных сталей на темпе­ратуру начала мартенситного превращения М_н может быть просум­мировано. Хорошее совпадение с экспериментом дает формула:

 

Мн = 520- 320(%С)- 45(%Mn)- 30(%Cr) - 20(%Ni + %Мо)- 5(%Si + %Cu).

 

2.2.2 Диаграмма распада переохлажденного аустенита

 

Наиболее полной характеристикой превращений аустенита при ох­лаждении для каждой стали являются изотермические и термокине­тические диаграммы распада переохлажденного аустенита.

 

Изотермические диаграммы (рис. 3) характеризуют кинетику распада аустенита при постоянной температуре переохлаждения. Такие диаграммы наглядны для сравнительной оценки разных сталей, а также для выявления роли легирования и других факторов (температуры нагрева, размера зерна, пластической деформации и т.п.) на кинетику распада переохлажденного аустенита.

Рис. 3

Термокинетические диаграммы характеризуют кинетику распада аустенита при непрерывном охлаждении. Эти диаграммы менее наглядны, но имеют большое практическое значение, так как при термической обработке распад аустенита происходит при непрерывном изменении температуры, а не в изотермических условиях. Если известны скорости охлаждения в разных сечениях реальных изделий, то, нанося соответствующие кривые скоростей охлаждения на термокинетическую диаграмму, можно определить температуру превращения аустенита и оценить получаемую при этом структуру.

На рис. 3 и 4 сопоставлены изотермическая и термокинетическая диаграммы распада переохлажденного аустенита легированной стали 35Г2М.

Сравнение расположения линий распада аустенита на обеих диаграммах показывает, что соответствующие линии на термокинетической диаграмме находятся правее и ниже тех же линий изотермической диаграммы. Следовательно, то же превращение при непрерывном охлаждении протекает при более низкой температуре и через большее время, чем при изотермическом распаде аустенита.

 

Перлитное превращение

В легированных сталях перлитное превращение состоит из собственно полиморфного г.ц.к.—» о.ц.к. перехода, диффузионного перераспределения углерода и легирующих элементов, в результате чего образуются специальные карбиды и феррито-цементитная смесь (перлит).

От того, какие легирующие элементы и в каком количестве находятся в исходном γ-твердом растворе, зависит скорость отдельных звеньев перлитного превращения, а следовательно, и кинетика его в целом.

Полиморфный γ-α -переход в железе при малом переохлаждении аустенита происходит путем неупорядоченного смещения атомов в отличие от мартенситного, носящего сдвиговый упорядоченный характер. Легирование существенно влияет на скорость этого превращения: оно сильно замедляется в случае одновременного легирования железа хромом и никелем и в еще большей степени при дополнительном введении молибдена,

Карбидообразование при перлитном превращении в стали является следствием перераспределения углерода и легирующих элементов между образующимися фазами: ферритом и карбидами. При наличии в составе стали карбидообразующих элементов могут возникать специальные карбиды, кроме цементита.

 

Мартенситное превращение

Мартенситное превращение в легированных сталях и сплавах развивается при низких температурах и больших степенях nepeoхлаждения относительно равновесной температуры начала γ-α –перехода. При температурах мартенситного 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 углеродосодержащих легированных сталях, безуглеродистых легированных сталях, а также бинарных сплавах железо-легирующий элемент. В результате мартенситного превращения обычно образуется пересыщенный твердый раствор на основе α-железа, причем в углеродосодержащих 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 определяется содержанием в нем углерода.

В сталях с атермической кинетикой мартенситного 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 это различие будет расти. После изотермической выдержки вмартенситном интервале образование мартенсита при последующем охлаждении начинается не при этой температуре, а при болеенизкой, причем чем меньше температура промежуточ­ной выдержки, тем ниже температура, начиная с которой вновь образование мартенсита. Явление стабилизации аустенита может сказаться и при охлаждении стали с непрерывными, но разными скоростями. Так, в легированных сталях мартенситного 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 ступенчатой закалке) содержание остаточного аустенита может превышать 20 %.

Влияние различного рода воздействий на аустенит может в значительной степени влиять на кинетику мартенситного превращения. Деформация аустенита при температурах выше Мн 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, - мартенсите деформации. В отличие от них мартенсит, образующийся при охлаждении в мартенситном интервале температур, называется мартенситом охлаждения.

Верхней температурной границей образования мартенсита при пластической деформации является точка Мд, выше которой мартенсит не образуется при любых степенях деформации.

Рост мартенситного кристалла, происходящий при низких температурах, может идти только упорядоченным сдвиговым, т.е. бездиффузионным путем при сохранении когерентной связи между решеткамиаустенита и мартенсита. В случае нарушения когерентной связи рост кристалла мартенсита прекращается, так как диффузионный механизм роста при низких температурах подавлен.

Продолжение образования мартенситной фазы может происходить только при понижении температуры за счет образования новых кристаллов мартенсита или путем дальнейшего роста мартенситных кристаллов (если когерентность решеток сохранилась).

Структура кристаллов мартенсита зависит от температуры мартенситного превращения, т.е. положения точки Мн. При низких температурах мартенситного превращения (высокоуглеродистые стали, легированные железоникелевые сплавы с содержанием никеля примерно 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 w»* тенсита имеют только при очень низких температурах образования (например сплав 25Н32, Мн = -150 °С). В большинстве случаев кристаллы пластинчатого мартенсита двойникованы лишь частично в мидрибе, а в периферийных зонах не содержат двойников. Плотность дислокаций в периферийных зонах мартенситого кристалла относительно невелика (10⁹...10¹⁰, см^-2), она 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, разделеном первичными кристаллами на более мелкие участки.

В большинстве легированных конструкционных, а также углеродистых сталс! при содержании менее 0,6 % С образуется пакетный 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 высей (10¹¹...10¹², см^-2). Пакетный мартенсит может быть частично двойникован, однако вменьшей степени, чем пластинчатый (игольчатый) мартенсит. Двойники в пакетном мартенсите образуются при более низких температурах мартенситного превраще­ния, т.е. вблизи точки Мк.

В хромоникелевых, марганцевых, хромомарганцевых и других легированнах сталях с низкой энергией дефектов упаковки формируется гексагональный ε-мартенсит, имеющий вид пластин. В некоторых легированных сталях наблюдается смесь из ε и α-мартенсита.

Пример микроструктур мартенсита на рис 5.

В формировании пластинчатого мартенсита определяющую роль играет дополнительная (аккомодирующая) деформация двойникованием, а пакетного - скольжением. При понижении температуры сопротивление скольжению растет в большей степени, чем сопротивление двойникованию, поэтому при низких температурах мартенситного превращения формируется двой­ки мартенсит, а при более высоких - пакетный. В легированных сплавах по мере понижения мартенситной точки морфология мартенсита меняется от пла­те к пакетному.

 

 

Рис. 5 Микроструктура мартенсита

а – пластинчатый; б – пакетный; в – ε – мартенсит, сталь Г20

 

Ниже показано влияние состава сплава на морфологию мартенсита (границы образования пакетного и пластинчатого мартенсита), цифрами показано содержание второго компонента, %:

Система Fe-C Fe-N Fe-Ni Fe-Cr

Пакетный М <0,6 <0,7 <29 <10

Пластинчатый М 0,6...2,0 0,7...2,5 29...34 -

2.3 ОТПУСК ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ

При отпуске закаленной стали протекают процессы распада мартенсита, образования цементита и специальных карбидов, их коагуляция, распад остаточного аустенита, возврат и рекристазация матрицы.

 

2.3.1 Распад мартенсита

Распад мартенсита включает формирование сегрегаций атомов углерода и легирующих элементов в твердом растворе у дефектов кристаллического строения, образование предвыделений и выделе­ние углерода и легирующих элементов в карбидную фазу. При этом мартенсит углеродистых сталей, имеющий объемноцентрированную тетрагональную (о.ц.т.) решетку, переходит в феррит с о.ц.к. решеткой. В легированной стали начальные стадии распада мартенсит (150...200 °С) практически протекают так же, как и в углеродистой стали.

Легирующие элементы слабо влияют на кинетику распада мартенсита до температур отпуска 150...200 °С и существенно изменяют ее при более высоких температурах. Карбидообразующие элементы (Cr, Mo, W, V, Nb) сильно замедляют распад мартенсита - выделе­ние из него углерода. Если в углеродистой стали практически весь углерод выделяется из мартенсита при 250...300 °С, то в сталях с карбидообразующими элементами этот процесс сдвигается в сторо­ну более высоких температур (до 400...500 °С.

Некарбидообразующие элементы (Ni, Сu) и слабый карбидооб-разующий элемент марганец практически не задерживают выделе­ние углерода из мартенсита, а по некоторым данным даже несколь­ко ускоряют этот процесс. Исключение из некарбидообразующих элементов составляет кремний, который заметно задерживает рас­пад мартенсита.

Изложенные закономерности иллюстрируются схемой рис. 6, показывающей выделение углерода из мартенсита в карбидную фазу в углеродистой и легированных стаях.

Рис. 6

1- углеродистая; 2- легированная некарбидообразующими; 3 – карбидообразующими элементами.

Как видно из схемы, карбиды цементитного типа начинают формироваться независимо от легирования при одной и той же температуре. Однако в стали, легированной карбидообразующими элементами, при более высоких температурах цементита образуется меньше,так как большее количество углерода остается растворенным в мартенсите.

При температуре t_K из мартенсита стали, легированной карбидообразующим элементом, начинается интенсивное выделение углерода, что связано с образованием специального карбида. Значение температуры зависит от карбидообразующей способности элемента,
растворенного в мартенсите: чем она выше, тем больше эта температура.

Если в мартенсите растворены два карбидообразующих элемента, температуры образования специальных карбидов которых различаются, то на кривой 3 будет наблюдаться (штриховая часть кривой 3) второе интенсивное выделение углерода из мартенсита при температуре t_k2. При этой температуре возникает специальный карбид второго, более сильного карбидообразующего элемента. Значения температуры t_k, для хромистых сталей ориентировочно равны 400...500 °С, для ванадиевых и молибденовых 500...550 °С, для ниобиевых и вольфрамовых 550...600 °С.