Систематика элементов и сталей

СИСТЕМАТИКА ЭЛЕМЕНТОВ И СТАЛЕЙ

Основные определения и понятия

Специальные стали - это сплавы на основе железа, отли­чающиеся от обычных сталей особыми свойствами, обу­словленными либо их химическим составом, либо особым способом производства, либо способом их обработки.

В большинстве случаев специальные стали содержат легирующие элементы.

Легирующими элементами называют химические эле­менты, специально введенные в сталь для получения тре­буемых строения, структуры, физико-химических и механи­ческих свойств.

Основными легирующими элементами в сталях являют­ся Мn, Si, Сг, Ni, Мо W, Со, Сu, Тi, V, Zr, Nb, Аl, В. В не­которых сталях легирующими элементами могут быть также Р, S, N, Se, Те, Рb, Се, Lа и др. Перечисленные элемен­ты, а также Н, О, Sn, Sb, Аs, Вi могут быть также приме­сями в стали. Содержание легирующих элементов в стали может колебаться от тысячных долей процента до десят­ков процентов.

Примесями называют химические элементы, перешед­шие в состав стали в процессе ее производства как техно­логические добавки или как составляющие шихтовых ма­териалов. Содержание примесей в стали обычно ограничи­вается следующими пределами: Мn£0,8 %, Si£0,4 %, Сг£0,3%, Ni£0,3%, Сu£0,3%, Мо£0,10 %, W£0,2 %, Р£0,025-0,040%, S£0,015-0,050%.

Легированные стали - это сплавы на основе железа, в химический состав которых специально введены легирую­щие элементы, обеспечивающие при определенных спосо­бах производства и обработки требуемую структуру и свойства.

Некоторые легирующие элементы (V, Nb, Тi, Zr, В) могут оказывать существенное влияние на структуру и свойства стали при содержании их в сотых долях процента (В - в тысячных долях процента). Такие стали иногда на­зывают микролегированными.

Из приведенных определений видно, что понятие спе­циальные стали более широкое, чем понятие легированные стали, так как к специальным сталям, кроме легирован­ных, могут относиться и углеродистые стали, если им при­даны специальные свойства посредством определенных спо­собов производства и обработки. Так, к специальным сталям относятся следующие углеродистые стали определен­ного назначения и качества: качественные конст­рукционные, инструментальные, термичес­ки упрочненные, для холодной штампов­ки и др.

Классификация сталей

В настоящее время нет единой классификации специаль­ных сталей. Существует много признаков, по которым клас­сифицируют стали, но зачастую и они не могут быть од­нозначными для большого числа марок сталей.

Рассмотрим классификацию сталей по наиболее общим признакам.

По химическому составу стали и сплавы черных метал­лов условно подразделяют на углеродистые (нелегирован­ные) стали, низколегированные стали, легированные стали, высоколегированные стали, сплавы на основе железа.

Углеродистые стали не содержат специально введенных легирующих элементов. Их количество в этих сталях должно быть в пределах, регламентированных для примесей соответствующими ГОСТами.

В низколегированных сталях суммарное со­держание легирующих элементов должно быть не более 2,5 % (кроме углерода), в легированных - от 2,5 до 10 %, в высоколегированных—более 10 % при содержании в них железа не менее 45 %.

В зависимости от наличия тех или иных легирующих элементов стали называют марганцовистыми, кремнисты­ми, хромистыми, никелевыми, а также хромоникелевыми, хромомарганцовистыми, хромокремнистыми, хромованадиевыми, никель-молибденовыми, хромоникельмолибденовыми, хромомолибденованадиевыми, хромо-кремне-марганцово-никелевыми.

Но назначению специальные стали подразделяют на конструкционные, инструментальные, стали с особыми фи­зическими свойствами.

Конструкционной сталью называется сталь, применяе­мая для изготовления различных деталей машин, механиз­мов и конструкций в машиностроении и строительстве и обладающая определенными механическими, физическими и химическими свойствами.

Конструкционные стали подразделяют на строитель­ные, машиностроительные и стали и спла­вы с особыми свойствами — теплоустойчивые, жаропрочные, жаростойкие, коррозионностойкие.

Инструментальной сталью называется сталь, применяе­мая для обработки материалов резанием или давлением и обладающая высокой твердостью, прочностью, износостойкостью и рядом других свойств.

Инструментальные стали подразделяют на стали для режущего инструмента, штамповые стали и стали для измерительного инструмента.

Внутри указанной классификации существуют более узкие подразделения сталей как по назначению, так и по свойствам.

Классификация сталей по структуре в значительной сте­пени условна.

По структуре сталей в равновесном состоянии их делят на доэвтектоидные, эвтектоидные, заэвтектоидные.

Легирующие элементы изменяют содержание углерода в эвтектоиде по отношению к его положению в углеродис­той стали. Поэтому в зависимости от соче­тания легирующих элементов положение эвтектоидной точ­ки может быть при разном содержании углерода.

Другим условным структурным признаком, по которому классифицируют стали, является основная структура, по­лученная при охлаждении на воздухе образцов небольших сечений после высокотемпературного нагрева (~900°С). При этом в зависимости от структуры стали подразделяют на перлитные, бейнитные, мартенситные, ледебуритные, ферритные и аустенитные.

Перлитные и бейнитные стали чаще всего бывают угле­родистыми и низколегированными, мартенситные — легиро­ванными и высоколегированными, а ферритные и аустенит­ные, как правило, высоколегированные. Однако такая связь между структурой и легированностью стали далеко неод­нозначна. Наряду с перечисленными могут быть смешан­ные структурные классы: феррито-перлитный, феррито-мартенситный, аустенитно-ферритный, аустенитно-мартенситный. Такая классификация применяется при наличии не менее 10 % феррита (как вто­рой структуры).

По качеству стали подразделяют на стали обыкно­венного качества, качественные, высокока­чественные, особовысококачественные.

Главными качественными признаками стали являются более жесткие требования по химическому составу и, преж­де всего по содержанию вредных примесей, таких как фос­фора и серы. Ниже приведено предельное содержание фос­фора и серы, %(не более), в сталях разной категории ка­чества:

 

Стали	P	S
Обыкновенного качества	0,040	0,050
Качественная	0,035	0,035
Высококачественная	0,025	0,025
Особовысококачественная	0,025	0,015

 

Категория обыкновенного качества может относиться только к углеродистым сталям. Все остальные категории качества могут относиться к любым по степени легирова­ния сталям.

Маркировка сталей

Ранее была принята буквенно-цифровая система обозначения марок сталей и сплавов.

Углеродистые конструкционные качест­венные стали обозначают двухзначным числом, ука­зывающим среднее содержание углерода в сотых долях процента (например, 05; 08; 10; 15; 20; 25...80; 85).

Для сталей, полностью не раскисленных (при С<0,20 %), в обозначение добавляются индексы: кп—кипя­щая сталь (£0,07% Si) – 15кп, пс—полуспокойная сталь, например, 20пс (0,05- 0,17% Si). Для спокойных сталей индекс не указывается (0,12-0,30% Si). Угле­родистые инструментальные стали обозначают буквой «У» и следующей за ней цифрой, указывающей среднее содер­жание углерода и десятых долях процента (например, У7; УН; УО; У10; У11; У12; У13).

В легированных сталях основные легирующие элемен­ты обозначаются буквами: А (в середине марки) - N, К - Co, Т - Ti, Б - Nb, В - W, Г - Mn, Д - Cu, Е - Se, М - Mo, Н - Ni, П - P, Р - B, С - Si, Ф - V, Х - Cr, Ц - Zr, Ю - Al, Ч- РЗМ (La, Pr, Ce и др.).

Цифры после буквы в обозначении марки стали пока­зывают примерное количество того или иного элемента, ок­ругленное до целого числа. При среднем содержании леги­рующего элемента до 1,5 % цифру за буквенным индексом не приводят. Содержание углерода указывается в начале марки в сотых (конструкционные стали) или десятых (ин­струментальные стали) долях процента.

Так, конструкционная сталь, содержащая 0,42— 0,50% С; 0,5—0,8% Мn; 0,8—1,0% Сr; 1,3—1,8,% Ni; 0,2—0,3%Мо и 0,10—0,18% V, обозначается маркой 45ХН2МФ. Инструментальная сталь (штамповая) состава: 0,32—0,40% С; 0,80—1,20 % 8; 0,15—0,40 % Мn; 4,5— 5,5 % Сr; 1,20—1,50 % Мо и 0,3—0,5 % V обозначается 4Х5МФС.

Если содержание углерода в инструментальных легиро­ванных сталях 1 % и более, то цифру в начале марки иног­да вообще не ставят (например, X, ХВГ).

Буква «А» в конце марки указывает, что сталь относит­ся к категории высококачественной (ЗОХГСА), если та же буква в середине марки — то сталь легирована азотом (16Г2АФ), а в начале марки буква «А» указывает на то, что сталь автоматная повышенной обрабатываемости (А35Г2). Индекс «АС» в начале марки указывает, что сталь автоматная со свинцом (АС35Г2).

Особовысококачественная сталь обозначается добавле­нием через дефис в конце марки буквы «Ш» (ЗОХГС-Ш или ЗОХГСА-Ш).

Сталь, не содержащая в конце марки букв «А» или «Ш», относится к категории качественных (ЗОХГС).

В марках быстрорежущих сталей вначале приводят букву «Р», за ней следует цифра, указывающая содержа­ние вольфрама. Во всех быстрорежущих сталях содержит­ся около 4 % Сг, поэтому в обозначении марки буквы «X» нет. Ванадий, содержание которого в различных марках колеблется в пределах от 1 до 5 %, указывается в марке, если его среднее содержание 2,0 % и более. Так как содер­жание углерода в быстрорежущих сталях пропорциональ­но количеству ванадия, то содержание углерода в марки­ровке стали не указывается. Если в быстрорежущих сталях содержится молибден или кобальт, количество указывает­ся в марке. Например, сталь состава: 0,7—0,8 % С; 3,8—4,4 % Сr; 17,0—18,5 % W; 1,0—1,4 % V обозначается маркой Р18, а сталь: 0,95—1,05%С; 3,8—4,4% Сr; 5,5—6% W; 4,6— 5,2 % Мо; 1,8—2,4 % V и 7,5—8,5 % Со обозначается Р6М5Ф2К8.

Высоколегированные стали сложного состава иногда обозначают упрощенно по порядковому номеру разработки и освоения стали на металлургическом заводе. Перед номе­ром стали ставят индексы «ЭИ» (исследовательская), «ЭП» (пробная)- завод «Электро­сталь».

Например, упомянутая быстрорежущая сталь Р6М5Ф2К8 упрощенно обозначается ЭП658, а жаропрочная 37Х12Н8Г8МФБ — ЭИ481.

Маркировка марок жаропрочных и жаростойких спла­вов на железоникелевой и никелевой основах состоит только из буквенных обозначений элементов, за исключением ни­келя, после которого указывается цифра, обозначающая его среднее содержание в процентах (ХН77ТЮР, ХН62ВМКЮ и др.).

Неметаллические включения

К неметаллическим включениям относятся химические сое­динения, образовавшиеся в стали в процессе ее производства - выплавки и разливки. Неметаллические включения являются важнейшим фактором, характеризующим «металлургическое» качество стали. Они существенно влияют на качество и свойства стальных изделий, их эксплуатацион­ные характеристики в зависимости от природы, количест­ва, формы, размера и характера распределения.

Согласно классификации, все неметаллические включения по природе их происхождения можно разделить на два вида:

1. Эндогенные неметаллические включения-соедине­ния, образовавшиеся в стали в результате химических ре­акций, протекающих в процессе ее выплавки, раскисления и разливки, и вследствие изменения растворимости приме­сей в процессе кристаллизации слитка.

2. Экзогенные неметаллические включения — частицы различных соединений, попавшие в жидкую, сталь или в слиток извне, т. е. из шихтовых материалов, огнеупорной футеровки сталеплавильных агрегатов и устройств и т. п.

Указанные неметаллические включения могут взаимо­действовать между собой, образуя комплексные соедине­ния.

Количество включений и особенно их размер в различ­ных сталях и отдельных плавках могут сильно колебаться: объемная доля их обычно находится в пределах 0,01— 0,1 %, а размер от 10^-5 до 10 мм и более. Однако основная масса неметаллических включений в стали имеет размер более 10^-3 мм. Экзогенные включения почти всегда значи­тельно крупнее эндогенных и их размер практически неог­раничен.

Примеси в стали

Примеси в стали подразделяют на постоянные (обыкновенные), случайные и скрытые (вредные).

Постоянными примесями в стали являются марганец и кремний, которые как примеси имеются практически во всех промышленных сталях. Содержание марганца в конструк­ционных сталях обычно находится в пределах 0,3—0,8 % (если марганец не является легирующим элементом), в ин­струментальных сталях его содержание несколько меньше (0,15—0,40 %). Введение марганца как технологической до­бавки в таких количествах необходимо для перевода серы из сульфида железа в сульфид марганца. Кремний в хоро­шо раскисленных (спокойных) сталях обычно содержится в пределах 0,17—0,37.%. В неполной мере раскисленных низкоуглеродистых (£0,2% С) сталях его содержится меньше: в полуспокойных 0,05—0,017 %, в кипящих <0,07 %. В нержавеющих и жаропрочных, нелегированных кремни­ем сталях его может содержаться до 0,8 %.

Случайными примесями в стали могут быть практичес­ки любые элементы, случайно попавшие в сталь из скрапа, природно-легированной руды или раскислителей. Чаще все­го это Сr, Ni, Сu, Мо, W, А1, Т1 и др. в количествах, ограниченных для примесей.

Скрытыми примесями в стали являются сера, фосфор, мышьяк и газы водород, азот и кислород. Однако в послед­нее время азот, серу, фосфор иногда используют в качестве легирующих добавок для обеспечения ряда особых свойств сталей.

По марочному химическому составу стали можно опре­делить, какие элементы являются легирующими добавка­ми, а какие - примесями. Если в марочном химическом составе стали устанавливают нижний (не менее) и верх­ний (не более) пределы содержания в стали данного эле­мента, то он будет легирующим. Как правило, для приме­сей устанавливается только верхний предел содержания. Исключение составляют лишь марганец и кремний, коли­чество которых регламентируется нижним и верхним пределом, как для примесей, так и для легирующих добавок.

Вредные примеси: сера, фосфор и газы присутствуют практически во всех сталях и в зависимости от типа стали они могут оказывать на свойства различное влияние.

 

 

ОБРАЗОВАНИЕ АУСТЕНИТА ПРИ НАГРЕВЕ

Процесс аустенитизации при нагреве легированных сталей состоит из полиморфного a® g - превращения, растворения в аустените цементита и специальных карбидов, нитридов и интерметаллидов, рекристаллизации зерен аустенита.

Перекристаллизация стали

В. Д. Садовским с сотрудниками показано, что образова­ние аустенита при нагреве может проходить по двум кон­курирующим механизмам фазовых превращений: кристал­лографически неупорядоченному и упорядоченному.

При неупорядоченном механизме обра­зования аустенита полиморфное a ® g -превращение сопро­вождается перекристаллизацией, т. е. изменением величи­ны и ориентации вновь образующихся зерен g-фазы по от­ношению к исходной a-фазе. При упорядоченном механизме переход не сопровождается перекристалли­зацией, которая протекает при более высоких температу­рах вследствие первичной рекристаллизации фазонаклепанного при сдвиговом превращении аустенита.

Главным фактором, определяющим возможность того или иного механизма перекристаллизации, является тип исходной структуры, а точнее ее кристаллографическая упорядоченность. При исходной неупорядоченной (равновесной) структуре (ферритокарбидная смесь — ФКС) имеет место только неупорядоченный механизм перекристаллизации. При ис­ходной упорядоченной (неравновесной) структуре (мартенсит, бейнит, видманштетт) может наблюдаться тот или другой механизм перекристаллизации. В этом случае реализация одного из них будет определяться легированностью стали и скоростью нагрева.

Рост зерна аустенита

С повышением температуры и увеличением времени 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. В некоторых сталях (например, в магнитномягких трансформаторных сталях) стремятся получить, наоборот, крупное зерно. Легирование существенно влияет на размер зерна аустенита.

Карбидо- и нитридообразующие элементы (Сr, Мо, W, V, Nb, Тi, 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. Максимальный размер зерна аустенита, зависит от размера частиц и их количества. Следовательно, чем больше объемная доля нераство­ренных частиц сохраняется в стали при нагреве и меньше их размер, тем более мелкозернистым получается аустенит. 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.

Необходимо отметить, что углерод, азот и алюминий,несвязанные в карбиды и нитриды, а находящиеся в твердом растворе — аустените, способствуют росту его зерна.

Также увеличивают склонность к росту зерна бор, марганец и кремний. Мнения о природе влияния перечисленных эле­ментов на увеличение склонности к росту зерна противо­речивы.

 

 

Промежуточное превращение

Промежуточное (бейнитное) превращение по своим признакам – кинетики и механизму носит черты как диффузионного, так и бездиффузионного превращения. Специфика промежуточного превращения в том, что оно развивается при температурах, когда скорость диффузии металлических атомов железа и легирующих элементов крайне низкая, а скорость диффузии углерода еще значительна.

Промежуточное превращение в легированных сталях состоит из диффузионного перераспределения углерода в аустените, бездиффузионного g®a-перехода и карбидообразования.

До сих пор нет ни единого мнения относительно того, какой из процессов промежуточного превращения является ведущим.

Кинетика промежуточного превращения характеризуется рядом особенностей. К ним относится наличие инкубационного периода, неполное превращение аустенита в изотермических условиях и сохранение некоторого количества остаточного аустенита.

При разделении перлитного и промежуточного превращений в легированных сталях можно установить верхнюю температурную границу промежуточного превращения – температуру Б_н (b_s).

Легирование влияет на кинетику промежуточного превращения, хотя и в меньшей степени, чем на перлитное превращение. Так, в некоторых легированных сталях торможение изотермического превращения происходит во всем интервале промежуточного превращения, а в других – лишь при температурах верхней части этой области. В сталях, легированных 2 % Si и Сr, превращение аустенита останавливается по достижении определенного предела даже при самых низких температурах промежуточного превращения. При легировании сталей никелем или марганцем торможение превращения характерно лишь при высоких температурах промежуточного превращения, при более низких температурах аустенит превращается полностью.

Чем выше температура промежуточного превращения, тем выше содержание углерода в остаточном аустените. Содержание углерода в a-фазе, наоборот, растет с понижением температуры промежуточного превращения. Различное влияние температуры промежуточного превращения на содержание углерода в g- и a-фазах обуславливает разный характер карбидообразования при промежуточном превращении. При высоких температурах промежуточного превращения происходит выделение карбидов из g-фазы, а при низких – из пересыщенной a-фазы, причем при высоких температурах из аустенита выделяется карбид цементного типа.

Возможность выделения карбидной фазы из обогащенного углеродом аустенита при промежуточном превращении возрастает по мере повышения содержания углерода в стали, а также при легировании в последовательности: кремний, марганец, хром, никель.

Микроструктура продуктов промежуточного превращения – бейнит. Различают верхний бейнит, имеющий перистое строение, и нижний бейнит, характеризующийся наличием игольчатого строения. Структура нижнего бейнита подобна структуре низкоотпущенного мартенсита. В низкоуглеродистых легированных сталях при высоких температурах промежуточного превращения возможно образование так называемых зернистых структур.

Для промежуточного бейнитного превращения характерно образование микрорельефа на полированной поверхности образца подобно рельефу при образовании мартенсита.

Механические свойства существенно зависят от их структуры. Как правило, верхний бейнит имеет неблагоприятное сочетание механических свойств, низкое сопротивление хрупкому разрушению. Нижний бейнит имеет хороший комплекс механических свойств в ряде случаев превышающий свойства тех же сталей, обработанных путем закалки и отпуска на ту же прочность.

Разработаны бейнитные стали, в которых промежуточное превращение имеет малый инкубационный период, а условия охлаждения обеспечивают подавление выделения доэвтектоидного феррита.

Мартенситное превращение

Мартенситное превращение в легированных сталях и спла­вах развивается при низких температурах и больших сте­пенях переохлаждения относительно равновесной темпе­ратуры начала a®g - 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 углеродсодержащих легированных сталях, безуглеродистых легиро­ванных сталях, а также бинарных сплавах железо—леги­рующий элемент. В результате мартенситного превращения обычно образуется пересыщенный твердый раствор на, основе a-железа, причем в углеродсодержащих 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.

Кинетика мартенситного превращения в большинстве углеродистых, а также легированных конструкционных и инструментальных сталях носит атермический характер.

Типичная кривая атермического мартенситного превра­щения приведена на рис.15.

Как правило, атермическое мартенситное превращение происходит в сталях, мартенситная точка М_н которых лежит выше комнатной температуры.

Разновидностью атермического мартенситного превра­щения является взрывное мартенситное превра­щение, при котором некоторое количество мартенсита образуется мгновенно при температуре М_н. Взрывное мартенситное превращение наблюдается в железоникелевых сплавах и сталях с мартенситной точкой ниже комнатной темпе­ратуры.

 

Рис. 15 - Мартенситная кривая при атермическом характере превращения

 

 

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 М_н, при этом с увеличением продолжительности выдержки это различие будет расти. После изотермической выдержки в мартенситном интервале образование мартен­сита при последующем охлаждении начинается не при этой температуре, а при более низкой, причем чем меньше тем­пература промежуточной выдержки, тем ниже температу­ра, начиная с которой вновь начинается образование мар­тенсита. Явление стабилизации аустенита может оказать­ся 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 %.

В сплавах на основе Fе—Сr—Ni и Fе—Ni—Мn, имею­щих мартенситную точку ниже комнатной температуры, мартенситное превращение может быть полностью подав­лено быстрым охлаждением до температуры жидкого азо­та (—196°С). Мартенситное превращение в таких сплавах идет при нагреве до более высоких температур и носит изотермический характер. Изотермическое мар­тенситное превращение в этих сплавах может протекать и при ступенчатом охлаждении с изотермическими останов­ками. Наиболее полно изотермическое мартенситное пре­вращение исследовано в безуглеродистых сплавах железа с 23 % Ni и 3-4 % Мn. В отличие от диффузионного перлитного превращения аустени­та мартенситное превращение в изотерми­ческих условиях никогда не идет до конца.

Влияние различного рода воздействий на аустенит может в значительной степени влиять на кинетику мартен­ситного превращения. Деформация аустенита при темпе­ратурах выше М_н 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, мартенситом 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 М_д, вы­ше которой мартенсит не образуется при любых степенях деформации. Температура М_д всегда лежит ниже точки Т_о, отвечающей равенству свободных энергий аустенита и мартенсита (рис. 16).

 

 

Рис. 16 - Влияние температуры на изменение свободной энергии аустенита и мартенсита

Рис.17. Влияние пластической деформации на образование мартенсита при не­прерывном охлаждении (а) и в изотермических условиях (б): а—сталь с 1,1 % С и 2,7% Мn; б—сплав Х17Н9

Аустенит, в котором при пластической деформации на­блюдается g®a-переход, часто называют метастабильным (по отношению к пластической деформа­ции) аустенитом.

При пластической деформации легированных марганце­вых, хромомарганцевых и хромоникелевых сталей может наблюдаться мартенситное превращение g®e®a, при ко­тором образуется промежуточный e-мартенсит с гексагональной плотноупакованной решеткой, который затем мо­жет переходить в a-мартенсит с ОЦК решеткой. Такое превращение наблюдается в тех случаях, когда сплавы имеют низкую энергию дефектов упаковки с сильным рас­щеплением дислокации, которые являются зародышами образования e-фазы с гексагональной решеткой

Влияние пластической деформации аустенита на по­следующее мартенситное превращение ниже точки Ми за­висит от степени деформации. Небольшая пластическая деформация может инициировать мартенситное превраще­ние, наоборот, большая степень деформации приводит к торможению мартенситного превращения как при непре­рывном охлаждении, так и изотермическом.

На рис. 17 показано влияние большой пластической де­формации (30 %) аустенита на образование мартенсита при охлаждении в стали с 1,1 % С и 2,7 % Мn, а также при изотермических выдержках в сплаве типа Х17Н9. 30%-ная пластическая деформация, хотя и вызвала обра­зование мартенсита порядка 10%, уменьшила общее коли­чество мартенсита, полученное при непрерывном охлажде­нии, от 70 (без деформации) до 48 % (после деформации). Пластическая деформация на 8 % вызвала увеличение ко­личества мартенсита, полученного в сплаве типа Х17Н9 при изотермических выдержках, тогда как деформация на 17 % уже значительно подавляет изотермическое мартен­ситное превращение.

Сложное влияние пластической деформации аустенита на мартенситное превращение объясняется, с одной сторо­ны, увеличением числа дефектов кристаллического строения и появлением локальных напряжений, способствующих мартенситному превращению, а с другой стороны, измене­нием структуры аустенита, затрудняющей когерентное об­разование и рост мартенситной фазы.

Мартенситное превращение в значительной степени мо­жет быть подавлено при фазовом наклепе, возникающем при gÛa-переходах в случае циклического нагрева и ох­лаждения.

Структура кристаллов мартенсита зависит от температуры мартен­ситного превращения, т.е. положения точки М_Н. При низких темпера­турах мартенситного превращения (высокоуглеродистые стали, леги­рованные железоникелевые сплавы с содержанием никеля примерна 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 двойникопанное строение пластинчатые кристаллы мартенсита имеют только при очень низких температурах образования (например, сплав 25Н32, М_н = -150°С). В большинстве случаев кристаллы пластинчатого мартенсита двойникованы лишь частично в мидрибе, а в периферийных зонах не содержат двойников. Плотность дислокации в периферийных зонах мартенситного кристалла относительно невелика (10⁹—10¹⁰, см-²), она сравнима с плотностью дислокации 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, разделенном первичными кристаллами на более мелкие участки.

В большинстве легированных конструкционных, а также углероди­стых сталей 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.

Плотность дислокации в пластине пакетного мартенсита весьма вы­сока (10¹¹—10¹² см ^-2). Пакетный мартенсит может быть частично двойникован, однако, в меньшей степени, чем пластинчатый (игольчатый) мартенсит. Двойники в пакетном мартенсите образуются при более низких температурах мартенситного превращения, т.е. вблизи точки М_н.

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

В сплавах на Fe-Mn-C, Fe-Cr-Mn-C основах и других ле­гированных сталях с низкой энергией дефектов упаковки могут образовываться кроме аустенита, a- и e - мартенсит и протекать различные фазовые и структурные превращения, что открывает широкие возможности для получения разнообразных по структуре, свойствам и назначению сплавов. Пример микроструктуры пластин­чатого и пакетного мартенсита, а также e-мартенсита приведен на рис. 18.

Исключительно перспективными являются в настоящее время двухфазные (e + g) марганцевые сплавы, содержащие 16-25% Mn. В них наряду с аустенитом присутствует e - мартенсит (решетка ГПУ). При холодной пластической деформации образуется a - мартенсит при одновременном уменьшении количества e - мартенсита (переход e®a). Однако может быть и другая последовательность превращений, а именно, e®g®a. Это обусловлено тем, что e - фаза имеет дефекты упаковки ГЦК, облегчающие ее переход в аустенит при деформации, а из последнего уже образуется a - мартенсит. Еще одной особенностью является то, что e - мартенсит может образовываться в изотермических условиях при температурах ниже М_н^g®e. В чистом виде (без предварительного образования e - мартенсита охлаждения) изотермическое образование e - фазы при комнатной и отрицательной температурах наблюдается после многократных g®e - превращениях, в результате которых происходит стабилизация аустенита. Изотермическое g®e - превращение обеспечивает упрочнение сплавов при вылеживании в условиях комнатной температуры и самопроизвольную релаксацию напряжений, что исключает необходимость последующей термообработки для их уменьшения. Сплавы с ГПУ структурой обладают высокой демпфирующей способностью.

Большой практический интерес представляют немагнитные стали типа Г20С2 и Г20К2 на основе e - мартенсита. Легирование V, Nb и N позволяет увеличить количество e - мартенсита до 95% (сталь Г20К2АФБ15). Комбинированными обработками двухфазных e + g сплавов, использующих деформационный наклеп аустенита при различных температурах, прямые и обратные мартенситные превращения, протекающие в процессе самой деформации, получен высокий уровень механических свойств: s_В ³ 1200 МПа, s_0,2 ³ 1000 МПа, d ³ 10%.

 

 

Рис. 18 - Микроструктура мартенсита:

а — пластинчатый; б — пакетный; в — e-мартенсит, сталь Г20

 

 

ОТПУСК ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ

 

Общие закономерности влияния легирующих элементов на процессы, происходящие при отпуске закаленной стали, а, следовательно, и свойства такой стали после закалки и от­пуска, имеют большое значение для практики термической обработки различных конструкционных и инструментальных сталей.

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

Рассмотрим влияние легирующих элементов на отдель­ные процессы, происходящие при отпуске закаленной стали.

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 объемно-центрированную тетрагональную (ОЦТ) решетку, переходит в феррит с ОЦК решет­кой. В легированной стали на­чальные стадии распада мартен­сита (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 (Сr,Мо,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 эт