Образование –мартенсита в аустените

–мартенсит образуется таким же образом, как и двойниковый кристалл. Cдвиг по плоскости габитуса р¹ (III) происходит в направлении d= . Угол сдвига равен =19 47. В отличие от двойникования, при котором каждая отдельная плоскость (III) смещается относительно лишь соседней плоскости, в этом случае смещаются тонкие пласты, состоящие из двух плоскостей. В результате образуется гексагональная решетка с ориентацией, связанной с матричной:

III ¦ (001) ;  , ¦ 120

Из–за небольшого значения величины сдвига m деформации при образовании –мартенсита меньше, чем при механическом двойниковании, а пластины –мартенсита очень тонкие (10^-5 см). С другой стороны протяженность этих практически двухразмерных пластин чрезвычайно велика: иногда их протяженность доходит до величины всего аустенитного зерна.

Образование –мартенсита в аустените

Образование –мартенсита протекает намного сложнее, чем –мартенсита и в настоящее время не все еще выяснено. Как ориентация так и морфология кубических ГЦК и соответственно тетрагональных ОЦК мартенситных кристаллов зависят от химического состава. Вследствие этого существует и ряд различных моделей превращения, таких как, например, модели Баина, Курдюмова–Закса, Нишияма–Вассермана и Богер–Бюргерса. До сих пор неизвестен простой механизм сдвига, с помощью которого при изменении объема приблизительно на 3% можно было бы –решетку трансформировать в –решетку, хотя такие сдвиги экспериментально были подтверждены.

В сталях между  и  кристаллами чаще всего встречается ориентация, которая ближе всего соответствует модели Курдюмова–Закса, 111 ¦ (011);    ¦ [111}. Согласно модели в решетке сначала должна образоваться –фаза из аустенита за счет сдвига в системе 111   , а затем уже эту гексагональную фазу трансформировать в –мартенсит за счет дальнейшего сдвига /11-15/.

На основе рассмотренных структурных положений вероятно можно также ответить на часто обсуждаемый вопрос, как образуется –мартенсит: прямо из –кристаллов или косвенно через –мартенсит, являющийся более или менее стабильной промежуточной фазой. В сталях с незначительной энергией дефекта упаковки участие –фазы в образовании –мартенсита очевидно, так как эту фазу можно обнаружить непосредственно рядом с  и –фазами в виде стабилизированной формы. Однако даже при высокой энергии дефектов упаковки, что характерно для чистого железа и углеродистых сталей, а также никелевых сталей, содействие гексагональной структуры при  превращении, по меньшей мере, вероятно, что было показано косвенным образом. Тем самым в известной мере было подтверждено предположение, высказанное в 1984 году Бюргерсом, в соответствии с которым кристаллографическая промежуточная фаза при перестройке решетки может быть стабилизирована с помощью соответствующих легирующих элементов.

Выше некоторой температуры М_d мартенсит в результате пластической деформации не образуется. В температурном интервале между М_s и М_d образование мартенсита может быть стимулировано как упругой, так и упруго–пластической деформациями. Если химическая движущая сила F уменьшается линейно с увеличением температуры выше М_s логично предположить, что критическое прикладываемое напряжение, необходимое для образования мартенсита должно линейно увеличиваться с температурой. На практике наблюдали, что критическое напряжение необходимое и достаточное для начала превращения в структуре обнаруживает линейную зависимость только между температурой М_s и М . В этом интервале скольжение, сопровождающееся мартенситным превращением, происходит при напряжениях ниже предела текучести аустенита. При таких условиях зарождение можно рассматривать как стимулированное напряжением. Сразу после того как температура превысила отметку М в структуре помимо возникновения мартенситного превращения и в гораздо большей степени, чем само это превращение, наблюдали течение аустенита даже при весьма малых значениях прироста напряжения. В результате деформационного упрочнения в структуре возникают напряжения, достигающие такого уровня, при котором в этих условиях происходит мартенситное превращение.

В качестве причины начала превращения при столь низком напряжении можно рассматривать то обстоятельство, что благодаря пластическому деформированию в отдельных точках структуры аустенита образуются участки с повышенной концентрацией напряжений величины _с. Иными словами здесь деформация выступает как фактор, способствующий концентрации напряжений, и благодаря действию этого фактора внешние напряжения, будучи сравнительно небольшими, оказываются достаточными для стимулирования процесса зарождения мартенсита. Вот почему внешне создается впечатление будто бы в промежутке между отметками М и М_d имеет место превращение, наводимое деформацией, в то время как в строгом физическом смысле здесь происходит превращение, наводимое напряжением /16, 17/.

Большое число других авторов считает, что между превращениями, вызванными напряжениями и деформациями имеется фундаментальное различие (в литературе встречаются термины stress–assisted и strain–indused мартенсит). Таким образом при температуре М_s химической движущей силы достаточно для спонтанного зарождения мартенсита без применения напряжения. В качестве центров кристаллизации обычно применяются такие дефекты кристаллической решетки как дислокации или дефекты упаковки. Рост кристаллов происходит за счет движения дислокаций.

Температура М_d, выше которой даже при значительной деформации мартенсит не образуется, может рассматриваться (также как точка М_s) как мера стабильности аустенита. Для оценки устойчивости аустенита Эйдтелом был предложен индекс стабильности (показатель устойчивости): Мd₃₀ – температура, при которой образуется 50% мартенсита в результате 30% истинной деформации. В общем случае склонность стали к превращению аустенита в мартенсит характеризуют обе предельные температуры М_s и М_d: если М_s и М_d высокие, то аустенитная стабильность низкая, если М_s и М_d низкие, то аустенитная стабильность высокая. Показано, что все легирующие и сопутствующие элементы оказывают стабилизирующее действие на аустенитную структуру, т.е. они снижают температуры М_s и М_d . Степень стабильности зависит в первую очередь от природы твердого раствора. В хромоникелевом аустените образование мартенсита идет менее интенсивно, чем в хромомарганцевом, при прочих равных условиях. Причиной этого является разница в энергии образования дефектов упаковки: в хромомарганцевом аустените она ниже, чем в хромоникелевом. Поэтому, строго говоря, влияние легирующих элементов на стабильность определяется их влиянием на увеличение или понижение энергии дефектов упаковки.

На базе статистических исследований были разработаны формулы для определения аустенитной стабильности с учетом химического состава сталей. Например: M_s = 1182 – 1458 (C+N) – 37Cr – 57Ni;

Md₃₀ = 608–515(%C)–821(%N)–7,6(%Si)–12(%Mn)–34(Ni)–13(%Cr)–6,5(%Mo).

Более подробно об этом смотри /25/.

Во многих работах величины М_s и М_d определялись экспериментально. Так по данным /18/, где проведены рентгеноструктурные и магнитные исследования стали типа 18–10 следующего состава: C–0,03; Cr–1719; Ni–9-11; Mn–2; Si–1; P0,04; S0,003 получено, что М_d = –40С, M_s  4К. В работе /39/, где исследовали сталь Х18Н10Т (С–0,07; Mn–1,5; S–0,005; P–0,017, Cu–0,05; Si–0,17; Ti–0,55; Ni–10,3; Cr–18,07) оказалось, что M_d  100C, M_s  –125C. В работе /40/ установлено, что в соответствии с химическим составом сталей стабильная структура аустенита в процессе пластической деформации сохранялась при следующих минимальных температурах испытания: 100С – для стали Х16Н6 (температура аустенизации 1000С), 150С – Х18Н9 (нормализован), 20С – Х18Н10Т (нормализован). Значения Md₃₀ для хромоникелевых сталей с различным элементным составом приведены в /20, 21/.

Установлено также, что способность аустенита оказывать сопротивление образованию мартенсита определяется не только химическим составом материала, но и температурой деформирования, а также скоростью деформации и другими факторами, такими как, например, величина зерна. Показано, что с увеличением размеров зерна нестабильность аустенита возрастает. Так, в работе /41/ приведена зависимость индекса стабильности от размера зерна: Md₃₀ = 551–462 (C%+N%) – 9,2 Si% – 8,1 Mn – 13,7, Cr% – 29,0 (Ni%+Cu%) – 18,5 Mo% – 68,9 Nb% – 1,42 (GS – 8,0), а в работе /25/ приведены данные, что в образцах стали SUS 304 с мелким зерном при заданной деформации образование мартенсита уменьшается. Мерой стабильности аустенита может служить и величина _м – напряжение, ниже которого еще не начинается образование мартенсита. Напряжение _м можно рассматривать условно как мартенситную точку при образовании мартенсита деформации. Чем больше удалена температура, при которой происходит деформирование стали от ее мартенситной точки М, тем больше _м.

Мартенситное превращение в хромоникелевых аустенитных нержавеющих сталях и их роль в формировании механических свойств

Особенности  превращения в аустенитных сталях.

Зародышами для образования –мартенсита могут быть скопления дефектов упаковки, двойников и –мартенсита. Таким образом –мартенсит может образоваться не только через –мартенсит. (В ранних публикациях предполагали исключительно лишь прямое  превращение, тогда как в новых статьях –мартенсит рассматривают как переходную ступень аустенита к –мартенситу. При этом не исключают, что при определенных условиях происходит также непосредственное превращение аустенита в –мартенсит). Трансформация  как уже было сказано ранее аналогична образованию двойников. Интерметаллидная ГПУ –фаза представляет собой очень тонкие пластины большой протяженности. Превращение аустенита в –мартенсит связано с уменьшением объема, что подтверждается дилатометрическими и рентгенографическими исследованиями (для хромоникелевой стали типа 16–20 изменение объема составляет 0,8%). Поскольку –мартенсит образуется как правило в плоскостях скольжения ГП решетки, то его очень трудно отличить от линий скольжения. Большинство исследователей гексагонального мартенсита проведено в сталях, содержащих марганец, т.к. легирующее действие марганца на железо аналогично легирующему действию суммы хрома и никеля на железо, то процесс мартенситного превращения марганцевых талей по существу одинаков с мартенситным превращением хромоникелевых сталей, если отношение хрома к никелю составляет от 2:1 до 5:1.

Кроме того, образование мартенсита с увеличением степени деформации сопровождается ростом параметров решетки  и  фаз. Это обусловлено тем, что  превращение начинается в области аустенита с наименьшим содержанием легирующих элементов, а затем оно распространяется на области аустенита с большим содержанием легирующих элементов. Таким образом с увеличением количества мартенсита при деформации содержание легирующих элементов в мартенсите и аустените повышается, вследствие чего увеличивается параметры решеток этих фаз. При мартенситном превращении происходит увеличение удельного объема стали на 2,1% (что было установлено расчетным путем), или уменьшение удельного веса. Следовательно, если прослойка состоит из мартенсита, то удельный вес образца с прослойкой д.б. меньше чем у образца без прослойки.

Локализованная по плоскости сдвига интенсивная деформация может вызвать сильное нагревание. Поскольку мартенситная фаза обладает ферромагнитными свойствами (ГЦК–аустенит является парамагнетиком) это позволяет определять степень превращения  непосредственно по применению магнитной проницаемости.