Помощничек
Главная | Обратная связь


Археология
Архитектура
Астрономия
Аудит
Биология
Ботаника
Бухгалтерский учёт
Войное дело
Генетика
География
Геология
Дизайн
Искусство
История
Кино
Кулинария
Культура
Литература
Математика
Медицина
Металлургия
Мифология
Музыка
Психология
Религия
Спорт
Строительство
Техника
Транспорт
Туризм
Усадьба
Физика
Фотография
Химия
Экология
Электричество
Электроника
Энергетика

Класифікація мартенситних фаз в сталях



 

В більшості вуглецевих та легованих сталей і сплавів на основі заліза утворюється α-мартенсит (αМ) з об’ємноцентрованою кубічною (ОЦК), тетрагональною (ОЦТ) та ромбічною (ОЦР) гратками. Тривалий час вважалося, що α-мартенсит є єдиним, що виникає при гартуванні сталі. Однак, у 1929 році при рентгенографічному дослідженні кристалічної структури залізомарганцевих сплавів, окрім α-мартенситу, В.Шмідт винайшов ще одну мартенситну фазу з гексагональною (ГЩУ) граткою, яку він позначив як e-мартенсит. Впродовж наступних п’ятнадцяти років Ф. Вальтерс зі співробітниками докладно вивчили кристалічну гратку та мікроструктуру цього мартенситу, а також його вплив на зміну деяких властивостей залізомарганцевих сплавів.

На початку 50-х років XX сторіччя e-мартенсит спостерігали в нержавіючих хромонікелевих сталях (18% Cr, 8% Ni) після низькотемпературної деформації, а потім в сплавах заліза з рутенієм, заліза з іридієм та в марганцевих сталях. В усіх цих сплавах e-мартенсит має однакову кристалічну гратку, параметри якої збільшуються з підвищенням концентрації легуючих елементів.

У 1963 році при рентгенографічному дослідженні марганцевих сталей (10-20% Mn; 0,25-0,70% C) була винайдена ще одна мартенситна фаза, яку названо e¢-мартенситом, з незвичайною для металів 18-шаровою ромбоедричною граткою (18R). Також як e- та α-мартенсит, e¢-мартенсит має щільноупаковану структуру і утворюється з аустеніту при охолодженні до температур нижче –50°С. Пізніше e¢-мартенсит був винайдений в ренієвих сплавах.

При низькотемпературній рентгенівській зйомці монокристалів в 1965 році був винайдений c¢-мартенсит, який має ОЦТ та ОЦР гратки, з параметрами, які відрізняються від параметрів гратки α-мартенситу. Деякі дослідники називають його мартенситом з «анормальною тетрагональністю» або початковим мартенситом. c¢-мартенсит винайшли спочатку в марганцевих, а потім в ренієвих, вуглецевих, нікелевих і алюмінієвих сталях. Ця фаза існує тільки в області низьких температур і при нагріві до кімнатної температури перетворюється в α-мартенсит.

Таким чином, в залежності від складу і термічного оброблення в сталях утворюється чотири мартенситні фази — e, e¢, c¢ і αМ (рисунок 4.9).

Рисунок 4.9 – Кристалічні гратки мартенситних фаз в сталі:

- охолодження; ® - нагрів

 

В результаті рентгенографічних досліджень встановлено, що при зміні температури або при пластичній деформації фазові перетворення можуть здійснюватися у згаданих вище сталях у наступній послідовності:

 

ge¢ec¢®αМ

 

де: та ® означають охолодження та нагрів відповідно.

 

α-мартенсит можна розглядати як кінцевий продукт мартенситного перетворення в сталях. Однак, в деяких сталях мартенситне перетворення не відбувається до кінця і може зупинитися на будь-якій проміжній стадії:

 

g®e¢,

g®e¢®e,

g®e¢®e®c¢.

Проміжні мартенситні структури e¢ та e спостерігаються тільки в сплавах з низькою енергією дефектів упаковки, наприклад, в сплавах (Fe-Mn-C) при певному вмісті марганцю та вуглецю. У вуглецевих та у більшості легованих сталей з високою енергією дефектів упаковки e- та e¢-мартенсити експериментально не були винайдені, тому мартенситне перетворення в них проходить за схемою gc¢®αМ або gαМ.

Таким чином, мартенситне перетворення в сталях є складним процесом, в результаті якого утворюється ряд мартенситних фаз, які відрізняються між собою властивостями і кристалічною граткою.

 

 

4.5.4 α-мартенсит

 

Природа α-мартенситу тривалий час залишалася неясною. Широко розповсюдженою була точка зору, яку виказували ще наприкінці XIX сторіччя, що мартенсит є переохолодженою g-фазою, яка є стійкою при температурі нагріву під гартування. Помилковість цієї точки зору була показана А.А. Байковим у 1909 році. Він використав метод гарячого травлення та встановив, що при температурі нагріву під гартування сталь має поліедричну мікроструктуру. На цій підставі був зроблений висновок, що голчаста структура мартенситу виникає під час охолодження в результаті фазового перетворення.

Деякі дослідники вважали мартенсит метастабільним твердим розчином вуглецю в α-залізі, про що свідчив його великий електроопір. Інші вважали, що мартенсит являє собою високодисперсний продукт евтектоїдного розпаду аустеніту, тобто суміш фериту і карбіду заліза.

Для виявлення кристалічної структури мартенситу вирішальну роль відіграли рентгенівські дослідження, які були вперше використані для вивчення загартованої сталі на початку 20-х років цього сторіччя.

Питання про природу α-мартенситу було вирішено В. Фінком, Е. Кемпбелом, Г.В. Курдюмовим, Н. Селяковим та Н. Гудковим. Ці дослідники однозначно показали, що мартенсит представляє собою однофазний твердий розчин вуглецю в α-залізі.

Було встановлено, що кристалічна гратка α-мартенситу є об’ємноцентрованою тетрагональною (a=b¹c) (рисунок 4.10), для якої співвідношення параметрів с/а залежить від вмісту вуглецю в сталі. На рисунку 4.11 показана залежність параметрів кристалічної гратки а і с, а також ступеня тетрагональності с/а від вмісту вуглецю в нелегованій вуглецевій сталі. Аналіз рисунку 4.11 свідчить, що більшість експериментальних точок умістилися на прямих лініях. Тому вважалось, що між вказаними параметрами і концентрацією вуглецю існує лінійна залежність.

Такі дані дозволили представити залежність величини с/а від концентрації вуглецю наступним чином:

 

с/а=1-0,0467р (4.6)

 

Рисунок 4.10 – Елементарна комірка α-мартенситу. Світлі кружки – атоми заліза, темні – атоми вуглецю

 

Рисунок 4.11 – Залежність параметрів кристалічної гратки α-мартенситу від концентрації вуглецю в нелегованій сталі

 

Менше вивчено вплив концентрації вуглецю на параметри кристалічної гратки α-мартенситу в легованих сталях. Хоча таких даних багато, вони не систематизовані. Виявляється, що в сталях з великою концентрацію легуючого елементу ступінь тетрагональності гратки мартенситу с/а залежить не тільки від концентрації впроваджених атомів вуглецю в ОЦК гратку α-заліза, а також від атомного впорядкування. Це свідчить про те, що до сильно легованих сталей не можна використовувати встановлену для вуглецевих сталей залежність с/а=f(c).

Н.Я. Селяков, Г.В. Курдюмов і Н.Т. Гудцов запропонували наступне пояснення тетрагональної симетрії α-мартенситу. Відомо, що атоми вуглецю впроваджені в міжвузлія (пори) гратки заліза. Вони можуть займати в ОЦК гратці пори октаедричні (ОП) або тетраедричні (ТП) (рис. 4.10). Октаедричну пору утворюють шість атомів заліза, два з яких знаходяться на відстані а/2, а чотири на відстані від центра пори. Тетраедричну пору утворюють чотири атома метала, які знаходяться на однаковій відстані від її центру. Якщо атом вуглецю помістити в октаедричну пору, то він містить два найближчих атоми заліза, які розташовані вздовж осі с. Якщо атом вуглецю впровадити в тетраедричну пору, то зміщуються усі чотири атоми, які утворюють цю пору, в результаті чого збільшуються параметри вздовж трьох осей куба. При невпорядкованому розподілі атомів вуглецю по октаедричним порам, які розташовані на усіх трьох осях a, b, c, середній параметр кристалічної гратки стане більшим, однак вона буде кубічною. Якщо ж атоми вуглецю займуть октаедричну пору вздовж однієї з осей, наприклад, по с, то вісь у цьому напрямку збільшиться тим більше, чим більше елементарних комірок буде зайнято атомами вуглецю.

Вперше орієнтировку кристалічної гратки α-мартенситу в загартованих вуглецевих сталях почали вивчати Г.В. Курдюмов і А.А. Івенсен. На рентгенограмах крупнокристалічних зразків загартованої сталі вони спостерігали окремі групи рефлексів мартенситу, які певним чином розташовані відносно відбиття аустеніту. Це дозволило авторам встановити паралельність площин мартенситу (011) і аустеніту (111). Однак, для визначення повної орієнтировки, тобто паралельності площин і напрямків, необхідно було побудувати полюсну фігуру граток аустеніту і α-мартенситу.

Для цієї цілі Г.В. Курдюмов і Г Закс виростили з розплаву, який містить 1,4% С, монокристали аустеніту і загартували їх від високих температур у воді. Потім вони отримали серію рентгенограм від такого монокристалу і побудували полюсні фігури площин {100}, {110} мартенситу і {100}, {111}, {110} аустеніту. Також були отримані наступні орієнтаційні співвідношення, які в даний час називають співвідношеннями або орієнтировкою Курдюмова-Закса:

 

,

.

Ці співвідношення свідчать, що паралельно одній площині (111) аустеніту площина (011) мартенситу може бути розташована шістьма різними способами. Оскільки в аустеніті є чотири площини {111}, то можливих орієнтировок буде 24. Кожне таке взаємне розташування площин однієї елементарної комірки мартенситу відносно аустеніту прийнято називати варіантом орієнтировки.

Орієнтировка Курдюмова-Закса спостерігається в усіх вуглецевих, марганцевих, нержавіючих типа 18-8 і інших сталях, а також марганцевих та хромистих сплавах на основі заліза. Виключення складають нікелеві сплави (таблиця 4.1). В цій таблиці наведені орієнтаційні співвідношення між гратками аустеніту і мартенситних фаз, а також індекси габітусних площин, які представляють собою межі розділу кристалів мартенситу і аустеніту.

У 1934 році З Нішияма винайшов в сплаві Н3О відхилення орієнтировки α-мартенситу від орієнтировки Курдюмова-Закса. З допомогою рентгенівського методу Лауе він винайшов наступне орієнтаційне співвідношення, яке отримало назву співвідношення Нішиями:

 

(011)αм║(111)g,

[011]αм║[211]g.

 

Окрім вказаних двох орієнтаційних співвідношень, відоме ще співвідношення Гренингера-Трояно, яке було встановлене для нікелевої сталі з 0,8% С і 22% Ni і виражається ірраціональними індексами:

 

(011)αм║(111)g,

[ ]αм║[ ]g,

Ця орієнтировка є проміжною між раціональними орієнтировками Курдюмова-Закса та Нішиями, тому що її можна отримати поворотом гратки відносно осі [011]αМ на кут 2° від орієнтировки Курдюмова-Закса.

Таблиця 4.1

Орієнтаційні співвідношення між гратками мартенситу і аустеніту і їх габітусні площини в сплавах на основі заліза

Концентрація легуючого елемента Структура мартенситу Орієнтаційні співвідношення між гратками мартенситу і аустеніту Габітусна площина Кількість варіантів орієнтировки
  αМ, ОЦК - -
0-0,2 С αМ, ОЦК - -
0,2-1,4 С αМ, ОЦК К-З
1,5-1,8 С αМ, ОЦК К-З
0-34 Ni αМ, ОЦК Н
0,8 C; 22 Ni αМ, ОЦК (111)g@2°(110)α [110]g@1°[111]α 3, 10, 15
13-25 Mn e, ГПУ (111)g ║(0001)e  
10-20 Mn e, ГПУ  
0,2-0,60 С e¢-18R  
0-15 Mn αМ, ОЦК К-З -  
αМ, ОЦК К-З  
e, ГПУ (111)g ║(0001)e  
17-18 Cr αМ, ОЦК К-З  
8-9 Ni e, ГПУ (111)g ║(0001)e  
7-10 Al 1.5-2.0 C 2,8-8 Cr αМ, ОЦК Г-Т 3, 10, 15  
1,1-1,5 С αМ, ОЦК - -  
25% ат. Pt αМ, ОЦК Г-Т 3, 10, 15  

 

Про відхилення орієнтировки α-мартенситу від відомих орієнтировок Нішиями і Курдюмова-Закса повідомляється також в інших рентгенівських і електронномікроскопічних дослідженнях. Усі ці відхилення незначні, і у ряді випадків їх можна зіставити з точністю їх визначення. Тому деякі автори вважають, що вказаними раніше відмінностями в орієнтировці можна зневажати.

При вивченні взаємної орієнтировки g- і αМ фаз в нікелевій сталі з 22% Ni і 1,7% С було встановлено, що число і розташування мартенситних полюсів залежить від форми аустенітного зразка. У випадку, якщо досліджений монокристал має колоподібну форму, то спостерігається полюсна фігура, яка відповідає співвідношенню Курдюмова-Закса.

Було винайдено відхилення орієнтировки мартенситних кристалів від відомих орієнтировок Нішиями і Курдюмова-Закса в нікелевій сталі, якщо g®αМ перетворення реалізується під дією зовнішніх сил. В залежності від напрямку одноосного пружного розтягнення монокристалу аустеніту при охолодженні реалізуються орієнтировки α-мартенситу, які відрізняються одна від іншої.

Морфологія і рельєф α-мартенситу.Оптична мікроскопія була тривалий час найбільш розповсюдженим методом вивчення структури загартованої сталі. З допомогою цього методу отримано багато цікавих і важливих результатів. У даний час вона також успішно використовується для вивчення морфології і будови кристалів мартенситу нарівні з іншими, більш сучасними методами.

В результаті проведених досліджень отримано надзвичайно багато даних про рельєф мартенситу. Достатньо сказати, що тепер можна нарахувати більш ніж 20 різновидів цього рельєфу. Деякі з них мають декілька позначень, назви інших не відображають найбільш характерних для цієї структури ознак. Тому були розпочаті спромоги класифікувати види α-мартенситу за тими або іншими характерними особливостями рельєфу. Г. Клаус та А. Мардер запропонували класифікувати мартенсит за морфологією кристалів. Усі різновиди кристалів мартенситу вони поділили на рейковий та пластинчастий мартенсит.

Якщо при цьому врахувати ще й внутрішню субструктуру, а також умови, при яких здійснюється g®αМ-перетворення, то можна отримати загальну класифікацію у вигляді схеми:

Мартенсит двійниковий
Мартенсит пластинчастий
Мартенсит дислокаційний
аустеніт

 

Розглянемо основні морфологічні особливості, а також субструктуру кристалів мартенситу.

Масивний мартенсит утворюється усередині масивних зразків у вигляді рейкових та пластинчастих кристалів.

Рейковий мартенсит (частіше всього його називають голчастим) спостерігається в маловуглецевих сталях і в більшості легованих сплавів на основі заліза. Кристали цього мартенситу мають вигляд рейок або голок, які витягнуті у напрямку з габітусними гранями (111)g (рисунок 4.12). Іноді ці рейки об’єднані у групи. В одному зерні аустеніту може бути декілька таких плит. Подібна форма мартенситних кристалів спостерігається при розгляданні тонкої фольги на просвіт в електронному мікроскопі. З допомогою цього методу можна розгледіти кристали товщиною, приблизно, 0,1 мк, які у звичайному оптичному мікроскопі розгледіти не вдається. За даними електронної мікроскопії ширина рейок не перевищує декількох мікрон. Однак, найбільш часто зустрічаються рейки шириною 0,1-0,2 мкм. Сусідні кристали мартенситу розділені між собою малокутовою границею, а іноді вони знаходяться також у двійниковій орієнтації.

Пластинчастий мартенсит утворюється в середньо- і високовуглецевих сталях, в високонікелевих сплавах Fe-Ni, які містять не менше 29% Ni, а також в сталях з високим вмістом азоту. Він відрізняється від рейкового мартенситу формою кристалів і їх розташуванням в аустеніті. Як правило, окремі кристали мартенситу представляють собою пластини, товщина яких на порядок менша їх довжини і ширини. Це було неодноразово показано з допомогою двохплощинного мікроструктурного аналізу, а також прямим спостереженням пластин мартенситу в площині шліфа.

Пластинчасті кристали мартенситу не розташовуються паралельно один одному і не угруповуються в окремі пакети, а з’являються у вигляді зигзагів або ферм (рис. 4.12, а). Мартенситні пластини, що утворюються першими, розсікають усе зерно, обмежуючі тим самим розмір наступних кристалів мартенситу. Вони з’являються в ділянках аустеніту, що залишилися, тому їх розмір тим менший, чим пізніше вони виникають (рис. 4.12, б).

Формування своєрідних ферм або зигзагів з кристалів мартенситу пов’язано з ефектом акомодації (пристосування), в результаті якого зменшується пружна енергія. А.Л. Ройтбурд показав, що на основі принципа мінімуму пружної енергії можна вичислити форму і розподіл кристалів α-мартенситу.

а б

Рисунок 4.12 – Мікроструктура кристалів α-мартенситу

 

За його даними, найбільш вірогідною формою мартенситних кристалів є пластина, причому, мінімум пружної енергії можна отримати не при свавільній їх орієнтировці, а при розташуванні пластин у вигляді ферм або зигзагів.

За допомогою оптичного мікроскопу були встановлені характерні морфологічні особливості пластин α-мартенситу. До них можна віднести нерівності або виступи на границі мартенситного кристалу, наявність в них середньої лінії мідрибу («Мідриб» - від англійських слів «middle» - середина та «ribbon» - лента), нещільностей (островків залишкового аустеніту), мікротріщин, слідів ковзання.

Винайдено, що габітусна площина мартенситних кристалів залежить від складу сталі. Найбільш часто зустрічаються площини (225)g, (259)g і (3, 10, 15)g.

Поверхневий мартенсит винайдений зовсім недавно. На тонких аустенітних зразках сплаву Н30 і нержавіючої сталі 18-8, що приготовлені для електронномікроскопічних досліджень, були помічені кристали α-мартенситу, які з’явилися в масивних зразках за час електрополірування тонкої фольги або після нього при температурі, що на 30-50°С вища, ніж температура мартенситної точки.

Спочатку кристали розглядали як зародки α-мартенситу в аустеніті, які існують при температурі вище мартенситної точки. Однак пізніше встановили, що це не зародки нової фази, а особливий вид мартенситу.

Такий же мартенсит був знайдений в поверхневих шарах товщиною приблизно 30 мкм масивних зразків при температурах вище мартенситної точки. Тому його назвали поверхневим мартенситом на відміну від масивного, який утворюється всередині зразка.

Цікаво відмітити, що поверхневий мартенсит утворюється ізотермічно навіть в тих сплавах, в яких перетворення g®αМ має вибухову кінетику в масивних зразках. Швидкість росту голок поверхневого мартенситу складає від 100 до 0,01 мкм/сек, що дозволяє спостерігати їх зростання у світовому мікроскопі. В останній час цей мартенсит був винайдений в марганцевих і нікелевих сталях, а також в сплавах Fe-Ni-Mn, Fe-Ni-Co. Проведені електронномікроскопічні дослідження показали, що окремі голки дослідженого мартенситу представляють собою пачки вузьких паралельних кристалів, які знаходяться по відношенню один до одного в двійниковій орієнтації. В тонких плівках поверхневий мартенсит має відмінну внутрішню структуру, а саме, у ньому спостерігаються деформаційні смуги. Останні розташовані поперек кристалів мартенситу і містять велику щільність дислокацій.

Поява поверхневого мартенситу обумовлена специфікою його формування в поверхневих шарах масивного зразка або тонкої фольги. Ця особливість заключається у різному розподілі пружних полів напруги на поверхні та усередині масивного зразка. Слід відзначити, що в порівнянні з масивним, поверхневий мартенсит вивчений недостатньо і тому його природа залишається повністю не виясненою.

З появою просвітлювальної, трансмісійної електронної мікроскопії стало можливим вивчати внутрішню структуру мартенситних кристалів. Вже в перших роботах П. Келлі, Дж. Наттінга і З. Нішиями було встановлено, що кристали α-мартенситу не є однорідними, а складаються з тонких двійників. Останні спостерігаються в пластинчастому, і рідше, в рейковому мартенситі. Окрім двійників, в рейковому і пластинчастому мартенситі спостерігається велика щільність дислокацій, приблизно, 109–1012/см2. Дислокаційна структура кристалів α-мартенситу є дуже складною, і схожою на ту, яка спостерігається в α-залізі і в металах з високою енергією дефектів упаковки при деформації їх з великою швидкістю.

З допомогою електронного мікроскопу вдалося вияснити природу мідриба, який за даними оптичної мікроскопії трактувався як границя двох частин мартенситного кристалу. Показано, що мідриб представляє собою область тонких двійників, що передуються, системи (112)αм g товщиною в декілька десятків ангстрем. По мірі збільшення концентрації вуглецю, азоту і нікелю область мідриба розширюється за рахунок подовження двійників, які займають майже увесь кристал в сталях з високим вмістом вказаних елементів. Винайдення внутрішніх двійників в мартенситі є підтвердженням висновків феноменологічних теорій мартенситного перетворення, які задовго до цього передбачали їх існування.

В первинних двійниках деяких залізо нікелевих сплавів спостерігали вторинні двійники, причому елементи двійникування їх такі самі, як і в первинних двійниках. Спочатку вважалось, що двійники деформації виникають в результаті впливу оточуючого аустеніту на первинний двійник. Однак, потім було встановлено, що подвійне двійникування має місце не тільки в масивному зразку, а також і в тонкій фользі, в якій пружні напруги практично відсутні. Тому з’явилось передбачення, що подвійне двійникування може бути складовою частиною механізму перебудови гратки при g®αМ-перетворенні.

Поверхневий рельєф є одним з найважливіших ознак мартенситного перетворення в сталі. Він виникає при гартуванні сталі на гладкій поверхні зразка у вигляді голок або виступів і впадин з плоскими гранями. Поява поверхневого рельєфу обумовлена однорідним зсувом внаслідок кооперативного і закономірного зміщення атомів при перебудові гратки аустеніту в гратку α-мартенситу. Про це свідчить наступне: якщо до мартенситного перетворення поверхня аустенітного зразка була плоскою, то після перетворення вона становиться нахиленою до поверхні шліфа (рисунок 4.13).

Рисунок 4.13 – Схема поверхневого рельєфу за Гренингером-Трояно, який виникає на поверхні зразка при утворенні кристала мартенситу

 

На рис. 4.13 наведена схема поверхневого рельєфу за Гренингером-Трояно, який виникає на поверхні зразка при утворенні кристала мартенситу (заштрихована пластина). Стрілками показано зміщення атомів при зсуві. Пунктирна лінія відповідає поверхні до перетворення.

Прямі риски АБ проведені по рівній поверхні зразка до перетворення, їх напрямок при переході від аустеніта до мартенсита змінюється. По зміні напрямку цих рисок можна визначити величину зсуву j (рис. 4.13).

Зворотне мартенситне перетворення. При нагріві α-мартенситу вище температури фазової рівноваги (Т0) вільна енергія аустеніту стає меншою, ніж вільна енергія мартенситу, тобто . Тому у відповідності до термодинамічного принципу така система буде намагатися перейти у стан з меншою вільною енергією, в результаті чого здійсниться мартенситне перетворення αМ®g. Зі схеми, представленої на рис. 5, видно, що перетворення мартенсита в аустеніт при нагріві починається не при Т0, а при температурі АS, і закінчується при температурі Af. Величина перегріву залежить від різних недосконалостей кристалів і від енергії пружної деформації, яка виникає при перебудові гратки мартенсита в аустеніт; для залізистих сплавів складає 200-400°С. Треба відзначити, що для мартенситних перетворень e®g, e¢®g ця величина значно менша.

Необхідною умовою протікання αМ®g-перетворення за мартенситним механізмом є відсутність дифузійних процесів при нагріві, які, як правило, призводять спочатку до розпаду мартенсита на ферит та карбід, а потім до утворення аустеніта. Тому зворотне мартенситне перетворення спостерігається тільки в високолегованих, безвуглецевих сплавах заліза. Завдяки легуючому елементу знижується температура фазової рівноваги Т0 і αМ®g-перетворення проходе в умовах, при яких не проходе розпад мартенситу.

Вперше зворотне αМ®g-перетворення спостерігали Г. Васерман та З. Нішияма в сплаві Н30. При рентгенографічному дослідженні орієнтировки g- і αМ-фаз вони помітили, що після нагріву вище 500°С відновлюється монокристал мартенситу з попередньою орієнтировкою. Мартенситний характер цього перетворення був доведений мікроструктурними дослідженнями поверхневого рельєфу значно пізніше, в роботах В.Н. Гриднева і Я.М. Головчинера.

При кімнатній температурі в сплаві Н28, який має аустенітну структуру, отриманий рельєф на поверхні, що претерпіла g®αМ-перетворення під час охолодження до низьких температур. Після сошліфовки цього рельєфу на гладкій поверхні зразка при нагріві знову з’являється рельєф, який характеризується тим, що на місцях виступів з’явилися впадини, і навпаки, на місцях впадин утворилися виступи. Однак така картина відбувається не завжди.

Залежність кількості аустеніту, який виникає з αМ-фази, від температури нагріву має такий самий вигляд, як і мартенситна крива під час перетворення g®αМ. Однак, зворотне мартенситне перетворення вивчено більш докладно, ніж g®αМ-перетворення. Це пов’язано з тим, що при температурах αМ®g-перетворення важко уникнути розпаду, в результаті чого на мартенситне перетворення накладається дифузійне αМ®g-перетворення, а також процеси рекристалізації.

В вуглецевих сталях навіть при самих великих швидкостях нагріву не вдалося здійснити αМ®g-перетворення за мартенситним механізмом. Це пов’язано з тим, що навіть при дуже швидкому нагріві вуглець встигає вийти з кристалічної гратки α-мартенситу, в результаті чого температура αМ®g-переходу підвищується до температур, при яких це перетворення починає мати дифузійний характер.

Механізми перебудови ГЦК в ОЦК гратку. Ще задовго до кінцевого вирішення питання про кристалічну структуру α-мартенситу Е. Бейн, не маючі даних про закономірну орієнтировку його кристалічної гратки відносно гратки аустеніту і свідчень про габітусну площину, запропонував у 1924 році схему утворення ОЦТ гратки мартенситу з аустеніту (рисунок 4.14). Тонкими лініями на рис. 4.14 показані дві суміжні елементарні комірки аустеніту, жирними – одна комірка α-мартенситу. Він виділив з двох суміжних елементарних комірок аустеніту одну ОЦТ гратку з відношенням осей , яка переходе в гратку α-мартенсита шляхом стискання осі с і розтягування осі а. При такій деформації гратки ступінь тетрагональності зменшується від до 1,00-1,08 в залежності від концентрації вуглецю в сталі.

Рисунок 4.14 – Схема перебудови гратки аустеніту в α-мартенсит

за Е. Бейном

 

Орієнтировка, яку при цьому отримують (орієнтировка Бейна), виражається наступними співвідношеннями:

 

(001)g║(001)αм

[100]g║[110]αм

 

Г.В. Курдюмов та К. Закс для опису механізму утворення мартенситу з аустеніту використали встановлену дослідним шляхом взаємну орієнтировку і параметри кристалічних граток g- і αМ-фаз. Для ілюстрації цього механізму треба зобразити ГЦК гратку аустеніта в гексагональній системі координат так, щоб щільно упакована площина (111)g представилась площиною (0001). Нова елементарна комірка аустеніту тепер складається з чотирьох щільноупакованих шарів АВСА (рисунок 4.15, а).

а, б, в – просторове розташування атомів;

г, д, є – проекція граток на площину основи

Рисунок 4.15 – Схема перебудови гратки аустеніту в α-мартенсит за Курдюмовим-Заксом:

 

За механізмом Курдюмова-Закса, при g®αМ-перетворенні площина А залишається нерухомою, а останні зміщуються відносно один одного вдовж більшої діагоналі на відстань в напрямку . Площина з номером N зміщується на відстань Nd (рис. 4.15, а). В результаті такого зсуву отримується нестійка, проміжна структура (рис. 4.15, б), в якій атоми щільноупакованих площин знаходяться не в лунках нижнього шару, а посередині між ними.

Другий зсув призводе до зміщення площин , які перпендикулярні до перших, в напрямку , внаслідок чого тупий кут в площині (111) зменшується від 120° до 111° (рис. 4.15, в). При виборі такої системи зсувів, окрім додержування вказаних орієнтаційних співвідношень і параметрів кристалічних граток, Г.В. Курдюмов і К. Закс керувалися тим, що шляхи переходу атомів з аустеніту в мартенсит повинні бути мінімальними; для першого зміщення слід вибирати площину {111}g, яка є площиною легкого ковзання в ГЦК гратці.

Зсувний механізм перебудови гратки аустеніта в α-мартенсит за Курдюмовим-Заксом здійснив дуже плодотворний вплив на розвиток кристалогеометричних моделей мартенситних перетворень, а також на формування сучасних уявлень про мартенситне перетворення. Після виходу в світ роботи Г.В. Курдюмова і Г. Закса були знайдені зсувні механізми для інших типів мартенситних перетворень, а саме, В. Бургерс запропонував механізм перебудови гратки ГЦК®ГЩУ для b®α-перетворення в кобальті і цирконії (ОЦК®ГЩУ).

Недосконалості кристалічної будови мартенситу.Кристали металів і сплавів не є ідеальними, вони містять різні дефекти: дислокації, вакансії, дефекти упаковки і т. ін. До недосконалостей кристалічної будови необхідно також віднести пружну деформацію мікро областей кристалічної гратки, яку можна охарактеризувати відносною величиною відхилення параметра кристалічної гратки від середнього значення .

Перераховані дефекти виникають в металах і сплавах при кристалізації, пластичній деформації, впливі ультразвукового та радіоактивного випромінення, а також при фазових перетвореннях. Ми розглянемо тільки ті дефекти кристалічної будови, які виникають в α-мартенситі при g®αМ-перетворенні або унаслідуються ним від аустеніту.

Характерною особливістю g®αМ-перетворення є те, що мартенситні кристали утворюються при досить низьких температурах в пружньому середовищі. В результаті зміни форми та об’єму зразка виникають великі внутрішні напруги, які призводять до появи вказаних дефектів в g- та αМ-фазах. Іноді може здійснюватися пластична деформація кристалів мартенситу і оточуючого його аустеніту, а також поява мікротріщин. Окрім того, мартенсит наслідує ті дефекти, які були у вихідному аустеніті.

Дислокації у вихідному мартенситі можна спостерігати при електронномікроскопічному дослідженні на просвіт тонкої фольги. Їх щільність в кристалах α-мартенситу настільки велика, що в багатьох випадках вони забезпечують суцільний, темний контраст, в якому неможна розрізнити окремі дислокації. Останні розподіляються в кристалі α-мартенситу нерівномірно: в районі мідрибу спостерігається багато двійників і мало дислокацій, а в периферійній частині, особливо, біля границі кристалу, дислокацій більше.

За електронномікроскопічними даними з підвищенням вмісту вуглецю в сталі щільність дислокацій зростає від 109 до 1012 1/см2. Таку ж щільність можна отримати за рентгенівськими даними.

В мартенситі залізонікелевих сплавів також спостерігається багато дислокацій. Наприклад, в сплаві Н30 їх приблизно 1012. Їх значно менше в α-мартенситі, який утворюється з e-фази за схемою g®e®αМ. Усі ці дані свідчать про те, що, ймовірно, визначальний вплив на щільність дислокацій в мартенситі здійснює механізм перебудови гратки при g®αМ-перетворенні.

Мікротріщини в мартенситі зустрічаються часто, особливо в високовуглецевих сталях. Вони гарно виявляються травленням на шліфі.

Дефекти упаковки в α-мартенситі були винайдені тільки в алюмінієвих сталях. При електронномікроскопічному дослідженні тонкої фольги загартованої сталі, яка містить 10% Al i 2.0% C, спостерігали дифракційну картину, що складається з розмитих рефлексів і дифузійних смуг.

Гіпотеза про блочну будову реальних кристалів була запропонована на підставі рентгенівських даних ще до появи теорії дислокацій і електронної мікроскопії. Згідно цієї гіпотези реальні монокристали, у тому числі зерна в полікристалах, складаються з більш дрібних субзерен та блоків, що розвернуті один відносно одного на невеликий кут. Внаслідок такого розвороту сукупність блоків розсіює рентгенівські промені некогерентно, тобто незалежно один від одного. Однак кожен блок розсіює рентгенівські промені когерентно, і тому їх назвали областями когерентного розсіювання.

Завдяки методу електронної мікроскопії тонкої фольги на просвіт було встановлено, що всередині кристалів α-мартенситу є дислокації, які також призводять до невеликої разорієнтировки сусідніх областей. Тому початкова модель блоку дещо змінилася, а під блоком у даний час розуміють вільну від дислокацій ділянку кристалу, яка обмежена дислокаціями. Розміри блоків D можна розрахувати по відомій формулі Шеррера-Селякова:

 

, радіан (4.7)

 

де: - ширина лінії; - довжина хвилі рентгенівського випромінення; - кут відображення рентгенівської лінії.

За даними багатьох авторів, розмір блоків мартенситу загартованої сталі D=200-300 Å. В масивному зразку загартованої сталі завдяки направленому зсуву і збільшенню об’єму при утворенні кристалів мартенситу здійснюється їх пружна деформація в результаті вигину, розтягнення та стискання. Це призводе до появи викривлень кристалічної гратки в мікрообластях. В загартованій сталі з 0,01% С величина пружної деформації у декілька разів більша, ніж в холоднодеформованому залізі і з підвищенням концентрації вуглецю зростає від 10-3 до 10-2. ці результати отримані на масивних зразках загартованої сталі.

Після зворотного мартенситного перетворення істотно змінюються механічні властивості аустенітних сплавів. При вивченні впливу фазового наклепу на механічні властивості аустенітних сплавів показано, що межа текучості аустеніту завдяки фазовому наклепу може збільшитися на 300%. Істотний вплив на величину фазового наклепу здійснює температура нагріву для проведення зворотного переходу мартенситу в аустеніт. Нагрів до температури 600-650°С не призводе до значного зниження s0,2, однак, витримка при 750°С повністю розгартовує сплав.

Розглянемо структурні зміни, які призводять до фазового наклепу. Фрагментація зерен є одним з найважливіших структурних змін, які призводять до підвищення межі текучості. Після одного циклу g«αМ-переходу розмір фрагментів аустеніту зменшується у 10-15 разів, а кут їх разорієнтировки збільшується у 4-5 разів. Завдяки появі разорієнтованих фрагментів різко збільшується опір пластичній деформації.

Окрім фрагментації зерен, при g«αМ-перетвореннях виникають інші дефекти кристалічної будови. Так, наприклад, в результаті фазового наклепу щільність дислокацій в аустеніті збільшується на 3 порядки і досягає величини 3*1010 см-2, а розмір блоків зменшується до 200-800 Å. Вказані структурні зміни залежать від кількості α-мартенситу, який приймає участь в фазовому наклепі: чим більше α-фази, тим більшим є кут разорієнтировки, щільність дислокацій і меншим розмір блоків і фрагментів.

Таким чином, в результаті g«αМ-перетворення в аустеніті виникають недосконалості кристалічної будови, що призводять до фазового наклепу.

Зміна фізичних і механічних властивостей сталі при g®αМ перетворенні.Фізичні і механічні властивості загартованої сталі залежать від багатьох факторів, з яких визначальними є хімічний склад, механічна і термічне оброблення. В результаті впливу цих факторів змінюється мікро- і субструктура мартенситу і це впливає на механічні та фізичні властивості сталі. На сьогодні асортимент випуску вуглецевих та легованих сталей дуже великий. Тому пропонуємо обмежитися декількома прикладами, щоб показати роль мартенситних фаз у зміні властивостей сталі.

При охолодженні залізонікелевих сплавів з вмістом нікелю від 20 до 32% внаслідок g®αМ-перетворення електроопір R різко зменшується. Зміна R за рахунок утворення 100% α-мартенситу в цих сплавах складає біля 30%.

Зменшення електроопору в результаті g®αМ-перетворення, яке проходить за мартенситним механізмом, відбувається також в чистому залізі під дією усестороннього гідростатичного тиску при температурі 500°С. Такий же ефект має місце при утворенні α-мартенситу в марганцевих сплавах.

У вуглецевих сталях з мартенситною точкою вище кімнатної температури одночасно з утворенням мартенситу може здійснюватися його розпад. Останній призводе до зниження електроопору, тому внаслідок накладення двох процесів важко однозначно трактувати зміну R за рахунок g®αМ-перетворення.

α-мартенсит, також як і чисте залізо з ОЦК граткою, є феромагнітним. Його залишкова індукція Br і намагніченість 4πI мало залежать від концентрації вуглецю. Однак, коерцитивна сила НС зростає у три-чотири рази зі збільшенням кількості вуглецю в мартенситі в порівнянні з відпаленою сталлю і майже на два порядки в порівнянні з чистим залізом. Висока коерцитивна сила α-мартенситу обумовлена великими внутрішніми напругами і дисперсністю кристалів.

Об’ємні зміни при g®αМ-перетворенні у вуглецевих сталях докладно вивчалися на протязі багатьох років. Отримані результати узагальнені у вигляді діаграми (рисунок 4.16).

Рисунок 4.16 – Залежність питомого об’єму g- і α-фаз вуглецевих сталей від температури. Лінія М – М1 відповідає об’єму аустеніту в мартенситній точці, а М' - М'' – об’єму мартенситу при температурі МS

 

Аналіз рисунку 4.16 свідчить, що завдяки різниці температурного коефіцієнту розширення нахил прямих зміни питомого об’єму g- і αМ-фаз різний. Цікаво відмітити, що питомий об’єм аустеніту в мартенситній точці МS не залежить від вмісту вуглецю. Отже, g®αМ-перетворення починається при певному питомому об’ємі аустеніту, який дорівнює 0,1259 см3/г. Мартенситне перетворення в сталях різного складу починається при температурі, коли параметр кристалічної гратки аустеніту приймає значення 3,61 Å. При охолодженні аустеніту α-мартенсит утворюється у той момент, коли атоми заліза зближуються один з одним до певної відстані. Значення різності питомих об’ємів g- і αМ-фаз можна розрахувати з допомогою рівняння:

 

(4.8)

 

де: - вміст вуглецю у вагових відсотках.

 

Однак, якщо виміряти параметри кристалічних граток g- і αМ-фаз при кімнатній температурі, то величина об’ємного ефекту , який розрахований за цими параметрами, мало залежить від вмісту вуглецю в сталі і знаходиться в межах 5,0%. З аналізу рис. 4.16 також видно, що величина об’ємних змін при негативних температурах збільшується, а в області високих температур вона зменшується. Об’ємні ефекти при g®αМ-перетвореннях в легованих сталях та сплавах вивчені ще недостатньо.

Тепловий ефект при g®αМ-перетворенні докладно досліджувався в залізонікелевих сплавах з концентрацією нікелю до 30%. Це стало можливим завдяки тому, що при нагріві в них не здійснюються процеси розпаду аустеніту і мартенситу. Величина при зворотному αМ®g-перетворенні для залізонікелевих сплавів зменшується від 20 до 6,7 кал/г при збільшенні вмісту нікелю від 20 до 30%. Для сплаву Н30 величина теплового ефекту при g®αМ та при αМ®g-перетвореннях однакова і складає 6,7 кал/г.

Таким чином, утворення мартенситу супроводжується виділенням, а зворотне мартенситне перетворення мартенситу в аустеніт, навпаки, поглинанням тепла.

Найбільш важливими характеристиками загартованих сталей є межа текучості s0,2, межа міцності sВ та твердість. В результаті утворення α-мартенситу міцність та твердість, наприклад, вуглецевої сталі збільшується у 8-10 разів, а пластичність зменшується. Такі ж зміни механічних характеристик можна спостерігати при загартуванні легованих сталей. На показники міцності і твердості загартованої сталі впливають розмір зерна вихідного аустеніту, кількість легуючого елементу, термомеханічна обробка (ВТМО, НТМО), радіоактивне випромінення і інші фактори.

Перші гіпотези про природу високої твердості загартованої сталі з’явилися ще давно, задовго до вивчення кристалічної структури α-мартенситу. Наприклад, ще Ф. Осмонд у 1887 році виказав пропозицію про те, що висока твердість загартованої сталі обумовлена появою «склоподібної» (аморфної) модифікації α-заліза, яка є стабільною при високих температурах і при різкому гартуванні переохолоджується до кімнатної температури. Ця гіпотеза надалі отримала назву «алотропічної».

Друга гіпотеза – «карбідна» - пов’язує високу твердість α-мартенситу з появою дисперсних карбідів.

У 1920 році Е. Маурер висказав припущення, що висока твердість сталі обумовлена внутрішнім наклепом гратки мартенситу, який виникає в результаті великих змін об’єму і форми при g®αМ-перетворенні. Було висунуте припущення, що сам по собі мартенсит до його розпаду має невисокий опір деформації.

Сучасні уявлення про природу високої твердості загартованої сталі були сформульовані Г.В. Курдюмовим в середині 50-х років XX сторіччя. Згідно його уявлень, висока твердість і міцність загартованої сталі визначається структурою і властивостями кристалів мартенситу. Ці два фактори аддитивно вносять вклад у високу твердість і міцність сталі і тому можна записати:

 

, (4.9)

 

, (4.10)

 

де: і - міцність і твердість, обумовлені структурним фактором, а і - властивості кристалів.

Структурний фактор визначається розміром зерна і блоків і його вплив на міцність і твердість можна пояснити наступним чином. В результаті мартенситного перетворення всередині кожного аустенітного зерна утворюються кристали α-мартенситу, розмір яких приблизно на порядок менший розміру вихідного зерна аустеніту. Окрім того, в кристалах α-мартенситу утворюється дисперсна субструктура (фрагменти, двійники, блоки). Тому в результаті подрібнення зерен міцність загартованої сталі збільшується у відповідності із законом Петча:

 

, (4.11)

 

де: - напруга зсуву всередині зерна; - розмір зерна; - константа.

 

Структурний фактор зміцнення, як відомо, має місце при холодній пластичній деформації чистих металів і сплавів, завдяки якій величина зерна зменшується. Наприклад, в результаті пластичної деформації міцність та твердість чистого заліза значно підвищується і наближається до твердості і міцності чистого заліза, загартованого на мартенсит.

Другий фактор зміцнення – властивості кристалів α-мартенситу – призводе до значно більшого зміцнення, ніж структурний фактор. Це обумовлено тим, що межа пружної деформації залежить від кількості вуглецю в гратці α-мартенситу. Тому вплив цього фактору зростає зі збільшенням вмісту вуглецю в сталі.

В рівноважних умовах розчинність вуглецю в α-залізі є невеликою, приблизно 0,002%, однак в мартенситі вона може досягати 1,7%. Така велика пересиченість вуглецем призводить до появи внутрішніх напруг в α-мартенситі, в результаті чого підвищується межа пружності кристалів мартенситу. Зі збільшенням кількості вуглецю твердість і величина мікродеформації мартенситу різко збільшується.

При охолодженні сплаву заліза з 30% нікелю з g-області поступово зменшується частота власних коливань , яка пропорційна модулю зсуву. При температурі -30°С на кривій спостерігається перегин, після якого здійснюється різке зниження модулю зсуву. В указаній області температур проходе g®αМ-перетворення, яке супроводжується виділенням тепла (рисунок 4.17).

Рисунок 4.17 – Зміна частоти власних коливань і тепловмісту сплаву Н30 при охолодженні з g-області

 

Отже, при утворенні α-мартенситу модуль зсуву зменшується. Аналогічна зміна модулю Юнга спостерігається при поліморфному g®αМ-перетворенні у чистому залізі.


C'-мартенсит

 

Кристалічна структура. c'-мартенсит вперше був винайдений при низькотемпературному рентгенівському вивченні мартенситного перетворення в монокристалічних зразках марганцевих сталей. Потім його знайшли в ренієвих, вуглецевих, нікелевих і алюмінієвих сталях.

c'-мартенсит утворюється при різкому охолодженні до негативних температур зразків, які мають при кімнатній температурі аустенітну структуру. В марганцевих сталях температурна область g®c'-перетворення знаходиться нижче -50°С.

Рисунок 4.18 – Чотири елементарні комірки c'- та α-мартенситу. Світлі кружки – атоми металу, темні – можливі положення атомів вуглецю у c'-фазі, хрестики – теж в α-мартенситі. Стрілками позначений напрямок пересування атомів вуглецю при c'®αМ-перетворенні

 

Важливою характеристикою c'-мартенситу є те, що він існує тільки при низьких температурах, а при нагріві до кімнатної температури перетворюється в α-мартенсит. Тому при дослідженні кристалічної структури була використана низькотемпературна рентгенівська зйомка в спеціально сконструйованих камерах для монокристалів. Ці камери надають можливість проводити тривалі рентгенівські зйомки в області температур від -180°С до кімнатної, а також отримувати рентгенівські знімки від монокристалу, який обертається, качається або нерухомий.

Встановлено, що c'-мартенсит на рентгенограмі забезпечує дифракційні плями, які розташовані поблизу від плям α-мартенситу. На підставі рентгеноструктурних досліджень встановлено, що c'-мартенсит марганцевої сталі з вмістом 0,60% С має об’ємноцентровану тетрагональну гратку.

Вплив легуючих елементів на g®c'-перетворення.З точки зору електронної будови елементів, а також їх впливу на утворення кристалічних структур в сплавах заліза найбільш близьким аналогом до марганцю є реній.

Тому для виявлення можливості появи c'-мартенситу були вивчені саме ренієві сталі. Такий прогноз виявився справедливим, і c'-мартенсит був винайдений в сталях з вмістом вуглецю 0,8-1,7% і ренію 19,0-6,0%.

Температурна область c'®α-переходу в ренієвих сталях дещо нижча, ніж в марганцевих сталях. Співвідношення між параметрами кристалічної гратки c'- та α-мартенситу істотно не відрізняється від подібних співвідношень в марганцевих сталях.

Мартенситна точка більшості вуглецевих сталей знаходиться вище кімнатної температури. Тому, якщо в них утворюється c'-мартенсит, то він при цих температурах швидко перетворюється в α-мартенсит. В сталі У7 мартенситне перетворення здійснюється при температурах, які наближаються до кімнатної, при яких c'®αМ-перетворення вже закінчується. Тому, щоб виявити c'-мартенсит в вуглецевих сталях, необхідно змістити мартенситне перетворення в область температур, де c'-мартенсит є стійким. Для цього використовують попередню теплову стабілізацію аустеніту сталі У6, в результаті якої інтервал мартенситного перетворення зміщується в область низьких температур. При цих температурах вдалося не тільки отримати c'-мартенсит, але й зберегти його на протязі рентгенівської зйомки, яка триває від 1,5- до 2 годин. Таким чином, в вуглецевих сталях також отримується c'-мартенсит, який при кімнатній і більш високих температурах швидко перетворюється в α-мартенсит.

В нікелевих сталях довго не вдавалось виявити c'-мартенсит. Навіть після різкого охолодження з g-області до -196°С на рентгенограмах, які отримані при -180°С були тільки рефлекси α-мартенситу. Тому проведені рентгенівські зйомки при більш низьких температурах, ніж температура рідкого азоту (-196°С). Виявилося, що при температурі, яка близька до температури рідкого гелію в сталі з 1,75% С і 8% Ni утворюється c'-мартенсит. Встановлено, що різниця параметрів α- та c'-мартенситу для нікелевих сталей є меншою, ніж для марганцевих. Це пояснюється тим, що неможливо уникнути часткового c'®αМ-перетворення внаслідок недостатньо швидкого охолодження. Тому, накладання відображення (002)c' на (002)αм привело до зміщення сумарної плями убік менших кутів відображення.

Утворення c'-мартенситу і його перехід у α-мартенсит підтверджується результатами дослідження електроопору. Було виявлено зменшення електроопору при нагріві від температури рідкого гелію. На підставі аналогії в зміні електроопору при c'®αМ-переході в марганцевих і ренієвих сталях зроблений висновок, що в нікелевих сталях падіння електроопору обумовлене цим же переходом.

Природа c'-мартенситу і c'®αМ-переходу.До відкриття c'-мартенситу вважалося, що при гартуванні сталі безпосередньо з аустеніту утворюється α-мартенсит. Так вважали тому, що в сталях з температурою мартенситного перетворення вище кімнатної c'®αМ-переход здійснюється настільки швидко, що c'-фаза не фіксується. Тому спостерігали кінцевий продукт цього переходу, тобто α-мартенсит. При дослідженні цих сталей з мартенситною точкою нижче кімнатної температури її структуру після мартенситного перетворення вивчали при кімнатній температурі. Нагрів та витримка при цій температурі були достатніми для того, щоб встиг завершитися c'®αМ-перехід.

Оскільки з c'-мартенситу можна отримати α-мартенсит при нагріві, то він є не первинним, а вторинним продуктом гартування, якщо не враховувати e і e'-мартенситів, які утворюються в деяких сталях до появи c'-фази. c'®αМ-перетворення можна було би пояснити частковим розпадом першого. Тем не менше, добре відомо, що розпад мартенситу при відпуску супроводжується наближенням параметрів його гратки а, b і с до параметру гратки чистого заліза, а відношення с/а і с/b наближаються до одиниці. При цьому об’єм елементарної комірки мартенситу значно зменшується.

Показано, що при утворенні c'-мартенситу через проміжні перетворення e'- та e-фази атоми вуглецю в його гратці можуть зайняти половину октаедричних пор на осях с і половину тетраедричних пор біля осей b (рисунок 4.18).

Розглянемо, в яких порах опиняться атоми вуглецю при g®e'®e®c'®αМ-перетвореннях. На рисунку 4.19 представлено розташування атомів металу в площині (111) аустеніту і паралельній їй площині (011) c'-мартенситу.

Незалежно від того, чи утворюється c'-мартенсит через одну або дві проміжні фази e' чи e, чи безпосередньо з аустеніту, атоми вуглецю можуть оказатися як в октаедричних, так і в тетраедричних порах.

Рисунок 4.19 – Проекція атомів гратки на площину (111) аустеніту и (011) c'-мартенситу. Атоми верхнього шару – світлі кружки, середнього – заштриховані, нижнього – темні кружки

 

 

E-мартенсит

 

Кристалічна гратка та її орієнтировка. Вперше e-мартенсит був відкритий В. Шмідтом при рентгенографічному дослідженні залізомарганцевих сплавів. Окрім ліній, які належать g- та αМ-фазам, на рентгенограмах полікристалічних зразків з концентрацією марганцю від 12 до 29% були отримані додаткові лінії. Система цих ліній виникає від фази з ГЩУ граткою, яку В. Шмідт позначив як e-мартенсит. На рисунку 4.20 показані три елементарні комірки e-фази, які утворюють гексагональну призму. На одну елементарну комірку e-мартенситу приходиться два атоми металу з координатами: 000 і , , . Наявність e-фази в цих сплавах потім була підтверджена.

Слід відзначити, що структура з ГЩУ граткою зустрічається в металах і сплавах досить часто, особливо, у вигляді низькотемпературних поліморфних модифікацій кобальта, титана, натрія, калія. Навіть у чистому залізі при високому тиску з’являється e-залізо з ГЩУ граткою.

Рисунок 4.20 – Гратка e-мартенситу, яка складається з трьох елементарних комірок

 

Орієнтировку гратки e-мартенситу відносно гратки аустеніту можна виразити наступним чином:

 

(111)g║(0001)e,

e

 

Під час нагріву e-мартенсит перетворюється в аустеніт. Температурна область цього переходу залежить від концентрації легуючих елементів, попередньої термічної обробки і знаходиться в межах 180-400°С. При цих температурах дифузія атомів заліза і марганцю проходить повільно, тому можна передбачити, що e®g-перетворення проходе бездифузійно за мартенситним механізмом.

В сплавах Г16 та Г20 з мартенситною точкою вище кімнатної температури зворотне e®g-перетворення гарно досліджується по кривим дилатометрії, електроопору і парамагнітної сприятливості.

e®g-перетворення в нержавіючій сталі, яка містить 16% Сr і 12% Mn, припиняється при температурі 400°С, тобто при більш високих температурах, ніж в марганцевій сталі. Температура АS початку e®g-перетворення в марганцевих сплавах залежить від концентрації легуючих елементів і ступеня пластичної деформації (рисунок 4.21).

Рисунок 4.21 – Вплив легуючих елементів (пунктирні лінії) і пластичної деформації (суцільні лінії) на температуру прямого g®e і зворотного e®g-перетворення в залізному сплаві з 20% Mn

 

Якщо в загартованому сплаві Г20 це перетворення починається при 180°С, то зі збільшенням вмісту хрому, молібдену, вольфраму температура АS знижується до 150-100°С. Ці ж елементи знижують і температуру g®e-перетворення. Вплив легуючих елементів на зміщення мартенситних точок прямого і зворотного перетворення можна пояснити тим, що зі зміною хімічного складу сплаву реалізується зміна вільної енергії g- і e-фаз.

Дещо інший вплив на температуру e®g-переходу здійснює пластична деформація сплавів з однофазною g і двофазною g+e структурою. По мірі збільшення ступеня деформації сплаву Г20 АS підвищується, а температура МS знижується. Ці результати свідчать про те, що дефекти кристалічної будови, які виникають при пластичній деформації, зміщують мартенситні точки. Це може бути обумовлено, по-перше, тим, що пластична деформація змінює вільну енергію складових фаз і, по-друге, дефекти кристалічної будови, що виникають, впливають на перебудову граток при фазових перетвореннях.

Мікроструктура і рельєф e-мартенситу.Мікроструктура e-мартенситу сплаву Г16 наведена на рисунку 4.22, а, на якому показана структура e-фази сплаву Г16, в якому здійснюється g®e-перетворення під час гартування від 1100°С до кімнатної температури. Світлі ділянки, що мають форму пластин, представляють собою кристали e-фази, а темні – залишковий аустеніт. У одному і тому ж зразку утворюються кристали e-фази різної величини. Більш крупними є ті, які проявляються першими (іноді вони перетинають зерно), а наступні завжди мають меншу величину. В монокристалах, як правило, формуються більш крупні кристали (рисунок 4.22, б), ніж в полікристалах. При зустрічі один з одним пластини мартенситу не перетинаються, а зупиняються.

а б

а – сплав Г16; б – сталь 40Г15

Рисунок 4.22 – Мікроструктура e-мартенситу

 

Якщо приготувати зі сталі 45Г15 тонку фольгу, то при охолодженні до низьких температур у ній виникають кристали e-мартенситу у вигляді пластин одного напрямку.

При дослідженнях сталі 45Г15 в оптичному мікроскопі було винайдено, що кристали e-мартенситу не є однорідним утворенням, а складаються з більш тонких пластинок, які розташовані вздовж перших. Отже, e-мартенсит виявляється по контрасту у вигляді окремих паралельних платин, які, в свою чергу, складаються з більш тонких прошарків товщиною приблизно 40 Å. Всередині кристалів e-мартенситу спосте




©2015 studopedya.ru Все права принадлежат авторам размещенных материалов.