книги / Строение и свойства металлических сплавов

структуры, зависящие от температуры ее образования. При ВТМО получается полигонизованная структура, отличающаяся,

как указывалось ранее, большой устойчивостью.

3. Роль углерода. В этом случае обсуждаются три возмож­ ности:

а) возникновение тетрагональности и изменение свойств самой а-фазы;

б) взаимодействие углерода с дефектами (вакансии, дисло­ кации, дефекты упаковки) внутри твердого раствора;

в) выделение дисперсных карбидов в процессе деформиро­

вания аустенита..

4. Влияние предварительной деформации аустенита на про­ цессы отпуска мартенсита.

По-видимому, в зависимости от состава стали и условий ТМО тот или иной фактор упрочнения может иметь доминирую­ щее значение.

Представляет интерес роль состава стали и карбидной фазы и в связи с этим роль диффузии при ТМО [265]. На рис. 144 показаны кривые деформации аустенита, не содержащего кар­ бидообразующих элементов (0,3% С; 28% Ni) и аустенита, в состав которого входят карбидообразующие элементы (0,28% С;

Предварительная деформация при 755°К

Деформация 8

329

няя пара кривых), то молибденовый аустенит упрочняется силь­ нее, очевидно, в связи с большей крипоустойчивостью этой стали. Если проводить испытания при комнатной температуре (средняя пара кривых), разницы в свойствах нет. Однако в случае пред­ варительной деформации 37—38% при 480° и последующем испытании при комнатной температуре (верхняя пара кривых) молибденовый аустенит упрочняется значительно сильнее. По­ скольку упрочнение при ТМО может быть связано с размноже­ нием дислокаций вокруг эффективных барьеров, роль карбид­ ных частиц должна быть существенной.

Для объяснения эффекта деформационного упрочнения была применена диффузионная модель: деформация создает избыточ­ ную концентрацию вакансий и способствует диффузии атомов замещения, которая контролирует образование дисперсных частиц карбидной фазы. Используя соотношение Коттрелла для деформационного старения, авторы рассчитали энергию актива­

ции Q по зависимости скорости деформации е от температуры:

е — степень деформации.

Полученные результаты находятся в согласии с этой моделью.

Согласно [265], плотность дислокаций после ТМО достигает 1013 см~2, а размеры карбидных частиц (VC в сплаве Fe + 0,3%

С — 25% Ni — 1,9% V) ~ 5 —15 нм (50—150 А).

Было установлено [321], что после НТМО стали конструкци­ онного типа (0,45—0,6% С; 1,8% Сг; 2,3% Ni; 1% W; 1% Si), карбиды более дисперсны и число их меньше по сравнению с обычной термической обработкой. Карбидообразование при высоком отпуске идет интенсивнее после НТМО, карбиды полу­ чаются крупнее. Эти данные указывают на взаимодействие де­ фектов структуры после ТМО с дисперсными карбидами. После НТМО нержавеющей хромистой стали и других со вторичным твердением (1X12, Н2ВМФ и ВНС6) отмечена высокая устойчи­ вость структурных изменений решетки мартенсита: при отпуске вплоть до температуры обратного перехода а -+ у сохраняется меньшая величина областей когерентного рассеивания по срав­ нению с обычной закалкой и анизотропия тонкой структуры, что определяет высокую прочность стали такого типа после НТМО до высоких температур [291, 323].

В последнее время вызывает интерес возможность использо­ вания деформационного старения, т. е. деформации мартенсита с последующим старением. Применение уже небольших (2—3%) деформаций приводит к получению высокого уровня прочности:

330

<Jb ~ 2,4 2,8 Гн/м2 (240—280 кГ/мм2) ; при этом а0,2 весьма близок к пределу прочности, мало изменяется поперечное суже­ ние и сильно падает равномерное удлинение. Однако вопрос о влиянии этого вида обработки на характеристики конструктив­ ной прочности требует специального изучения [324]. В случае значительной пластической деформации перед старением пла­ стичность сильно падает.

В результате деформационного старения мартенсита меняет­ ся форма кривой деформации. На рис. 145 показаны диаграммы деформации в одном случае после ТМО, в другом — после ТМО и деформационного-старения (деформация 2% при 149° С, ста­ рение при 316°С). Испытания проводились при 21°С. Во втором

Наряду с высокой прочностью сохраняется высокая пла­ стичность.

Интересный эффект отмечен в работе [299]. После закалки и низкого отпуска производились небольшая деформация (2—3%) и старение при температуре не выше температуры отпуска. Де­ формирование проводили при —170° С, когда диффузионные процессы практически исключались. Рентгеновские съемки при этой же температуре обнаружили уменьшение ширины линий после деформации. Такой результат можно было объяснить разупорядочением атомов углерода в мартенсите при деформа­ ции, когда решетка становится более кубической. Пластичность стали при этом возрастала.

Одним из весьма перспективных способов получения высокой прочности является использование процесса старения практиче-

6 .=2,бГн/п2(280кГ/тг)

Рис. 145. Кривые деформации стали Н-11 после ТМО (деформация 80*/«) и отпуска (слева) и после дополнительного деформационного 2% старения (справа)

331

ски безуглеродистого (до 0,03% С) мартенсита — марейджинг. Основное технологическое преимущество этого способа состоит в том, что после закалки прочность мартенсита относительно неве­ лика: ,~785—980 Мн/м2 (80—100 кГ/мм2), а после отпуска при умеренных температурах ~500° С прочность возрастает до 1,96—2,06 Гн/м2 (200—210 кГ/мм2). В мартенситно-стареющих сталях на основе F e — Ni старение происходит за счет интерметаллидных фаз. Большое распространение получили Fe — Ni — Со сплавы, особенно Fe + 18% Ni + 9% Со + 5% Мо.

Особенность сплавов этого типа, отличающая их от высоко­ прочной конструкционной стали, состоит в том, что при высокой прочности сохраняются пластичность, малая чувствительность к

происходит (как и деформационное старение) на фоне большой плотности дефектов, которая возникает после мартенситного превращения. Несмотря на многочисленные исследования, при­ рода выделяющихся фаз не вполне выяснена. В случае перестаривания образуется фаза Лавеса типа ВегМо. Возможны выделения Ni3Mo, в присутствии титана NieTi, что приводит к дополнительному упрочнению. Высокая пластичность этих спла­ вов, по-видимому, в значительной мере связана со свойствами матрицы, которые определяются малым содержанием углерода и присутствием никеля и кобальта. Влияние последних, возможно, сводится либо к ослаблению взаимодействия дислокаций с углеродом, либо к уменьшению температурной зависимости сил Пайерлса-Набарро. Вторая причина связана с особенностями старения в присутствии кобальта и молибдена: в последнем слу­ чае наблюдается более равномерное распределение фаз.

Мартенсит в таких сплавах имеет характернуюструктуру. Вместо пластинчатого двойникового при определенных условиях образуется так называемый «массивный» мартенсит. Структура состоит из сплошных участков a -фазы с неправильной формой границ, без остаточного аустенита. Электронномикроскопические исследования на просвет показали, что субструктура массивного мартенсита состоит из параллельных пластин a -фазы с большой плотностью беспорядочно распределенных дислокаций. Пластин­ ки толщиной 0,2—1,0 мкм слегка разориентированы. Эффект упрочнения значителен из-за большой плотности дислокаций, взаимодействующих с дисперсными частицами.

Отмечалось, что прочность мартенситно-стареющих сплавов можно повысить, если подвергнуть их предварительной (до старения) термомеханической обработке.

332

где е — деформация смещения; С — атомная доля растворенного элемента.

Это соотношение выполняется, в частности, для случая при­ месей внедрения в ниобии. При содержании в а-растворе угле­ рода в количестве 5% (ат.) значение е = V2; прочность мартен­ сита должна достигать G/80, т. е. а « 2,45 Гн/м2 (250 кГ/мм2), что соответствует экспериментально приведенным величи­ нам [268].

Исследование среднеуглеродистой нелегированной и легиро­

определяется главным образом содержанием углерода в раство-

.ре и слабо зависит от содержания легирующих элементов. Индивидуальное влияние легирующих элементов проявляется после отпуска при более высоких температурах.

Возможно ли упрочнение мартенсита после превращения у -> а за счет процессов, происходящих внутри твердого раство­ ра, в частности за счет образования зон, обогащенных приме­ сями внедрения, подобно тому как это происходит при старении (в начальной стадии распада)? Отмечалось неравномерное рас­ пределение примесей внедрения в мартенсите, но форма сегре­ гаций не была установлена [267]. Отмечалось также старение мартенсита при низких температурах и после кратковременной выдержки (секунды) при 0°С. Известно повышение твердости на ранних стадиях отпуска высокоуглеродистой стали. Зареги­

при этом изменения микроструктуры. Важную роль при старе­ нии, как указывалось ранее, могут играть дефекты структуры, являющиеся местами предпочтительной сегрегации атомов уг­ лерода. Высказывалась точка зрения о том, что упрочнение мартенсита связано с процессом сегрегации примесей внедрения, возможно на двойниках, даже при 0° С, хотя некоторые опыты с внутренним трением свидетельствуют о том, что угле­ род скорее находится в растворе. По-видимому, старение в результате скопления достаточно больших групп атомов внед­ рения возможно в высокоуглеродистом игольчатом мартенсите, однако величина эффекта невелика. Возможность старения мар­ тенсита за счет образования сегрегаций рассмотрена также теоретически [305].

В некоторых работах предпочтение отдается не непосред­ ственному влиянию углерода, а тонкой структуре как основному •фактору упрочнения мартенсита (т. е. величине kpn в соотноше­

нии <Toi2 = <То + £рп) •

Согласно [14], повышение твердости мартенсита при увеличе­ нии содержания углерода связано с возрастанием числа двой­ ников, поверхности раздела которых служат барьером для дви­

334

жения дислокаций. Мартенсит высокоуглеродистой или высоко­ никелевой стали имеет форму пластин, состоящих из многих слоев — очень тонких двойников. При 1% С толщина двойника

пластинчатую, а игольчатую форму.

Анализ опытных данных приводит, однако, к выводу о том„ что двойниковой структуре нельзя отвести доминирующую роль в упрочнении мартенсита. Некоторые стали (например, с содер­ жанием ~30% Ni), в которых наблюдается развитая двойни­ ковая структура, не отличаются высокой твердостью.

В работе [259] существенная роль наряду с изменением состояния кристаллической решетки из-за внедрения углерода отводится тонкой структуре мартенсита, связанной с большой плотностью дислокаций (а не двойников). В другой работе [252] определенная роль отводится дислокационной сетке и присут­ ствию в мартенсите значительного количества малоподвижных дислокаций типа <100> . Некоторую роль могут играть тонкие внутренние двойники; однако они создают условия для зарожде­ ния трещин при деформации. Естественно обращено внимание на то, что в закаленной стали достигается высокая плотность дисло­ каций: ~ 1012— 1013 слг2, т. е. такая же, как после сильной пла­ стической деформации.

Таким образом, во многих работах высокое сопротивление пластической деформации мартенсита в стали объясняется или тетрагональностью мартенсита, или тонкой структурой, или, на­ конец, тем и другим вместе.

Существует, однако, принципиально другой подход, основан­ ный на модели, что свежий мартенсит — «мягкий» [306—308], т. е. что кристаллическая решетка «новорожденного» мартенсита оказывает слабое сопротивление движению дислокаций. Такая точка зрения впервые была сформулирована в работе Кишкина [306]. В данном случае важно подчеркнуть, что речь идет о сла­ бом сопротивлении самой начальной стадии пластической де­ формации, но не о 00,2 и тем более не о оь или НВ. Анализ диаграмм истинных напряжений приводит к выводу о том, что высокие значения твердости или предела прочности, которые отвечают значительной (6—8%) пластической деформации, до­ стигаются за счет способности структуры мартенсита сильно упрочняться в процессе пластической деформации. В связи с этим и были развиты представления о том, что мартенсит первоначально мягок, но в процессе деформации упрочняется за счет распада пересыщенного a-твердого раствора, т. е. происхо­ дит так называемое динамическое деформационное старение.

Выделение карбидной фазы при пластической деформации было установлено методом карбидного анализа [306] и рентгено­ структурными исследованиями [309].

33*

-больше, чем выше содержание в нем углерода [214]. Как показа­ но на рис. 146, по мере уменьшения содержания углерода "в растворе (по мере повышения температуры отпуска) в пределах от 0,1 до 0,5% коэффициент упрочнения (наклон кривой дефор­ мации) сильно понижается. Вместе с тем, как было показано в этой же работе, легирующие элементы слабо влияют на коэф­ фициент упрочнения мартенсита.

С. помощью прецизионной методики была исследована

практически исключались эффекты, связанные с диффузией углерода (Джонстон). Исследовались сплавы, содержавшие от

ция сплавов начинается при очень низких напряжениях и на­ чальная часть кривой совершенно нечувствительная к содержа­ нию углерода, которое проявляется, как это вытекает и из рис. 147, лишь после макроскопической деформации. Старение закаленного мартенсита при комнатной температуре (1 ч) при­ водило к заметному увеличению напряжения микродеформации лри 77° К, тем большему, чем выше было содержание углерода ,в мартенсите (рис. 148).

Рассматривая совокупность приведенных данных, естествен­ но предположить, что в свежем мартенсите дислокации «свобод­ ны» и могут легко перемещаться, однако, на очень малые

336

расстояния. Старение мартенсита или деформация быстро запирают дислокации и ограничивают их подвижность. Это при­ водит, учитывая большую плотность дислокаций, к интенсивному упрочнению. Исследование кинетики возврата (релаксации) ме­ тодом внутреннего трения действительно, показывает, что в све­ жезакаленном мартенсите углеродистой стали при комнатной температуре дислокации в начальные моменты не закреплены.

Вместе с тем кажется мало вероятным, чтобы материал с сильно искаженной кристаллической решеткой, с развитой субструктурой и высокой плотностью дефектов был мягким. Очевидно, Go,2 должен возрастать как за счет первого, так и за счет второго слагаемого в соотношении сго г = оо + &рп. Слабое сопротивление мартенсита малым деформациям можно объяс­ нить большими остаточными напряжениями закаленной стали, удаление которых открывает действительные свойства мартен­ сита. Известно также, что предел упругости при отпуске зака­ ленной стали вначале возрастает, достигает максимума при 300—400° С, а затем снова падает. Рентгеновские исследования показали [220] значительную упругую деформацию кристаллов мартенсита. С увеличением содержания углерода величина уп­ ругой деформации возрастает вначале резко, а потом слабее. Известно, что в безуглеродистом мартенсите также наблюдается большая скорость упрочнения [271] (см. рис. 130).

Рис. 148. Кривые напряжение — мнкродеформация для закаленного и состаренного мартенсита (Джонстон)

337

По-видимому, в идее о «мягком мартенсите» есть рациональ­ ное зерно: закрепление дислокаций в результате диффузионного перемещения атомов и выделение частиц при старении или деформации должны оказывать сильное влияние на упрочнение мартенсита. Пока, однако, трудно количественно оценить вклад основных факторов, определяющих высокое сопротивление пла­

шению пластичности после закалки и низкого отпуска. При этом развивается упрочнение и повышается сопротивление стали разрушению. Для большинства элементов имеется оптимальная концентрация, выше которой пластичность и сопротивление разрушению стали падают (рис. 149). Так, при увеличении содержания никеля от 0,3 до 3,0 и 5,3% пластичность е возраста­ ет с 15 до 43 и 65%, а сопротивление разрушению S K от 1,81 до 2,7 Гн/м12 (от 185 до 268 кГ/мм2) — рис. 150. Характерно, что предел прочности остается при этом практически постоянным, равным 1,68; 1,68, 1,66 Гн/м2 (171; 171 и 169 кГ/мм2) соответ­ ственно.

е,%

Содержание легирующих элементов, %

Рис. 149. Влияние легирующих элементов на предельную пластич­ ность стали (отпуск при 200° С):

1 — кремний; 2 — никель; 3 — молибден; 4 — марганец; 5 — ко­ бальт; 6 — хром

338