Выводы.
1. Фазовый наклеп, возникающий в результате переходов, стабилизирует аустенит в сплавах с изотермическим характером превращения, вызывая снижение М£. В сплавах с атерми-ческой взрывной кинетикой образования мартенсита может снижаться, оставаться неизменной или повышаться в зависимости от особенностей химического состава и структуры аустенита.
2. Взрывное образование мартенсита подавляется фазовым наклепом: после 2.3 циклов переходов мартенситная кривая сглаживается. Сохранение исходной морфологии мартенсита и многочисленных импульсов на микрокинетической кривой показывает, что атермический характер превращения не устраняется фазовым наклепом — происходит лишь разбиение крупных «взрывов» на множество мелких.
3. В сплавах железа с 27.30 $ никеля, охватывающих область перехода от изотермического к атермическому превращению, снижение фазовым наклепом уменьшается с увеличением содержания никеля, а М£ сплава Н31 (30,7 масс.$л?) не изменяется, Мартенситная точка сплава НЗЗ повышается в результате ^ос'^ превращений на 15.30° в зависимости от содержания углерода (0,02 $ и ниже).
4. разовый наклеп снижает М6 атермических железоникельугле-родистых сплавов типа 30Н25. При большем содержании углерода обработка на фазовый наклеп приводит к повышению вследствие интенсивного развития процессов карбидообразования и обеднения.
1. аустенита углеродом при нагреве для превращения.
5. В изотермическом сплаве Н26Х2 фазовый наклеп вызывает появление атермической разновидности превращения, что обусловлено смещением вправо и вниз С-образной диаграммы изотермического образования мартенсита (показано экспериментально).
6. Полнота мартенситного превращения существенно уменьшается фазовым наклепом лишь в сплавах с отчетливо выраженным изотермическим типом превращения (например, типа Н23ГЗ). В РеЛ£ сплавах как со взрывной, так и с «быстрой изотермической» кинетикой (заи докритических) количество мартенсита практически не изменяется фазовым наклепом.
7. Твердость и механические свойства при растяжении сплава.
Н28^практически одинаковы после фазового наклепа мартенситом охлаждения и атермическим мартенситом поля. Снижение существенно больше в первом случае (при наклепе изотермическим мартенситом).
8. Фазовый наклеп, возникающий при циклической обработке охА лаждение — нагрев, вызывает одинаковое снижение п3, определяемой при охлаждении, и импульсном магнитном поле) сплавов Н27 и Н28- следовательно, атермический мартенсит поля в докрити-ческих РеА/* сплавах тоже чувствителен к дефектам кристаллического строения, вносимым фазовым наклепом.
9. Предполагается, что собственно фазовый наклеп, не осложненный побочными, сопутствующими явлениями, должен понижать М^ как сплавов с изотермической, так и атермической кинетикой мартенситного превращения.
10. Устранение влияния фазового наклепа на образование мартенсита при охлаждении начинается уже при нагреве на 20.40° выше Ар, однако, для полного восстановления кинетических характеристик превращения (положения, формы кривой е/сМ (т), количества возникающего мартенсита) необходим нагрев до высоких температур, иногда достигающих 1200,.1300°С.
Интенсивное повышение при нагреве фазонаклепанного аус-тенита начинается на 30.40° ниже падения твердости.
11. Снятие фазового наклепа, вызванного образованием как изотермического мартенсита охлаждения, так и атермического мартенсита поля, в сплаве Н28 происходит практически при одинаковых температурах.
12. Различная термическая устойчивость фазонаклепанного состояния аустенита сплавов Н27. Н31 (тем меньшая, чем выше содержание никеля) не связана с различиями структуры мартенсита, возникающего в них при охлаждении, а обусловлена особенностями свойств аустенита этих сплавов.
4. МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАфНИЯ В ДИСПЕРСИОННОТВЕРДЕЮЩИХ.
СПЛАВАХ.
4.1. Некоторые особенности мартенситных превращений в дисперсионнотвердеющих сплавах.
Мартенситные превращения в гетерогенных сплавах, содержащих дисперсные частицы, распределенные в матричной фазе, могут обладать рядом особенностей по сравнению с образованием мартенсита в гомогенной среде. Очевидно, что уже само существование частиц, отличающихся по структуре и свойствам от материнской фазы, может влиять на процессы зарождения и роста мартенсита и, следовательно, на структурно-кинетические характеристики превращения, которые также могут изменяться и вследствие возникновения сегрегация примесей, изменения химического состава твердого раствора, его физического состояния и тонкой структуры. Распад пересыщенного гамма-твердого раствора, протекающий с образованием тех или иных фаз, возникающих на дефектах кристаллического строения или вне связи с ними, должен приводить к изменению основных параметров последующего мартенситного превращения: температуры его начала, степени полноты, кинетики, морфологии мартенсита.
Изучению мартенситных превращений в дисперсионнотвердеющих сплавах посвящены многочисленные работы, однако, в большинстве случаев исследовались сплавы с интерметаллидными упрочняющими фазами, а особенности образования мартенсита в сплавах, в которых возможно выделение карбидов, практически не изучены. Снижение мартенситной точки и увеличение количества остаточного аустенита при повышении температуры нагрева под закалку заэвтек-тоидных сталей с очевидностью означает, что выделение карбидов из аустенита должно повлечь за собой обратные эффекты, однако, степень их развития и роль собственно карбидных частиц могут быть существенно неодинаковы в зависимости от температуры их выделения, размеров и мест залегания. Не всегда уделялось достаточное внимание изучению кинетики образования мартенсита и ее изменения вследствие развития процессов распада пересыщенного аустенита. В связи с этим было предпринято исследование образования мартенсита в дисперсионнотвердеющих сплавах с изотермической или атермической исходной (до старения) кинетикой превращения, упрочняемых карбидами, интерметаллидами или обеими фазами.
4.1.1. Виды распада пересыщенных гамма-твердых растворов, претерпевающих мартенситные превращения.
Гамма-твердый раствор многих высоколегированных сталей и сплавов, претерпевающих при определенных условиях мартенситное превращение, является пересыщенным и при нагреве может распадаться с образованием интерметаллидов или карбидов. Механизм и структурные формы распада могут быть существенно различными в разных сплавах.
В сплавах Рер/С — Л возможен как непрерывный, так и прерывистый распад. Согласно [167] в сплавах Н25ХТ2, Н27Т2 гомогенно зарождается только метастабильная у'-фаза, изоморфная матрице с близким параметром решетки. На более поздних стадиях старения происходит образование стабильной фазы с ГПУ решеткой (^ -фаза). Зарождение? -фазы последовательно происходит на следах скольжения, границах зерен, отдельных дислокациях. Прерывистый распад по границам зерен получает развитие в зависимости от состояния сплава [168]. В полностью рекристаллизован-ном аустените прерывистый распад происходит при 800°, когда возможна рекристаллизация в процессе роста колоний. В частично ре-крисх-аллизованном аустените прерывистый распад начинается при 650.700°. Кроме распада с образованием стабильнойфазы Л^з72, в частично рекристаллизованных сплавах возможно выделение метастабильной Ц9' -фазы. В фаз о наклепанном аустените прерывистый распад не происходит — росту колоний препятствуют выделения стабильной? -фазы на дефектах решетки. Предполагается [169], что в сплавах указанного выше состава и близких к ним, а также в Pe-NL ~/i сплавах зарождение происходит на дефектах, образовавшихся при коагуляции вакансий. В сплавах Pe.-/Jif? выделения jp'-фазы также равномерно распределяются в матрице [i70,17l]. Показано, что? -фаза в сплавах на fe-Mi основе, легированных титаном и молибденом, образуется по границам зерен [172].
В сталях, склонных к выделению карбидов, зарождение последних может происходить в различных местах твердого раствора. Так, например, в стали XI8HI0 при 500.800° карбиды Сгг5С6 выделяются по границам зерен, а в такой же стали, содержащей ниобий, дисперсные частицы Med равномерно распределены по объему зерна. Это обусловлено тем, что в стали с ниобием в процессе отпуска образуются многочисленные дефекты упаковки, на которых и происходит выделение карбидов [173]. В той же работе отмечается, что «деформация явно ускоряет образование зародышей tf&C,, большая часть которых выпадает на нерасщепленных дислокациях, образующихся при деформации». Выделение карбидов на дислокациях (как расщепленных, так и нерасщепленных) не обязательно влечет за собой их закрепление и при определенных условиях дислокации «.приобретают возможность покидать свою исходную позицию» [173].
В стали с танталом, закаленной от 1300°, выделение карбидов ТаС при 600.800° происходит в матрице, что связывают с высокой концентрацией вакансий, адсорбция которых на выделениях снижает напряжения. Если закалка заменяется подстуживанием, выделение карбидов происходит только на дефектах упаковки [174].
Приведенные данные показывают, что выделение дисперсных частиц при распаде пересыщенного ^ -твердого раствора может происходить в зависимости от его состава и режима обработки в матрице, по границам зерен, а также на тех или иных дефектах кристаллического строения. Влияние частиц на последующее мартенситное превращение в этих случаях, по-видимому, должно быть различным.
4.1.2. Изменение мартенситной точки, кинетики превращения и морфологии мартенсита вследствие распада пересыщенного ураствора.
Начальные стадии распада пересыщенного твердого раствора обычно снижают А^, а более или менее глубокий распад, вызывающий заметное изменение химического состава аустенита, приводит к повышению мартенситной точки [23,167,175,176,177]. Впервые снижение М£ вследствие выдержки при температурах выше ее исходного значения наблюдалось на инструментальной стали карбидного класса [178]. В более поздних работах неоднократно было показано, что подобная стабилизация аустенита наблюдается и тогда, когда отпуск не сопровождается образованием новых фаз и, следовательно, снижение М^. может быть обусловлено процессами, протекающими внутри твердого раствора, не приводящими к его распаду [152,158,164,179]. Было установлено, что тщательная очистка сплава от углерода и азота ослабляет или устраняет термическую стабилизацию аустенита [179,180] и что последняя может быть связана с образованием атмосфер Коттрелла [181] или с сегрегацией углерода на поверхности раздела мартенситного зародыша и аусте-нитной матрицы [182]. Очевидно, что аналогичные явления и сопутствующее им снижение М£ могут развиваться и в дисперсионно-твердеющих сплавах и, следовательно, наблюдающееся после отпуска в ^"-состоянии изменение их мартенситной точки может быть результатом наложения и взаимодействия различных процессов.
Были предложены различные объяснения стабилизации аустенита по отношению к мартенситному превращению, развивающейся на начальных стадиях распада пересыщенного утвердого раствора. Так, например, в [183] снижение Ге-Л^ -72 сплавов вследствие выдержки их при температурах 400.600° связывается с сегрегацией атомов никеля и титана вокруг дислокаций, могущих являться местами зарождения мартенсита. В этом случае, как и в других сплавах, содержащих элементы с сильно выраженной карбидообразующей способностью, углерод, по-видимому, не вызывает заметной стабилизации аустенита, так как он в значительной мере связан в трудно растворимые карбиды.
При образовании у'-кластеров когерентных матрице, способных претерпевать собственное мартенситное превращение, снижение сплава объясняют необходимостью затраты дополнительной работы на у'^-об' превращение, так как мартенситная точка кластеров ниже, чем М^ матрицы [23,169,170]. Существует и другая точка зрения. Так, стабилизация аустенита сплава Н27Х2ТЗ выдержкой при 550° в [184] связывается с тем, что «.когерентные образования действуют на матрицу подобно деформации». Напряжения, возникающие в аустените при старении, легко релакси-руют при 400.700° путем пластических сдвигов, что и может служить причиной стабилизации [185,186].
Кинетика мартенситного превращения в некоторых случаях может изменяться при старении вследствие достаточно глубокого распада пересыщенного аустенита, приводящего к изменению его структуры, мартенситной точки и физико-механических характеристик. Наиболее вероятным кажется предположение, что обеднение аустенита теми или иными элементами — прежде всего никелем при выделении интерметаллидов или углеродом в случае образования карбидов — будет вызывать переход от атермического к изотермическому превращению. Если же в исходном состоянии превращение протекало по изотермической кинетике, то процесс выделения не должен приводить к ее изменению. Вместе с тем, следует иметь в виду, что ранние стадии старения, не приводя еще к существенному изменению химического состава материнской фазы, могут вызывать заметное повышение прочностных характеристик, что должно способствовать переходу от изотермического к атермическому превращению, тем более, что одновременно может снижаться и температура начала образования мартенсита. Однако считалось, что замена изотермической кинетики мартенситного превращения атермической не может происходить вследствие дисперсионного твердения. Такая точка зрения развивалась в работе [32], авторы которой предполагали, что только упрочнение при легировании вследствие образования твердого раствора может вызвать переход к атермическому превращению.
Эти представления не подтверждаются экспериментальными данными. Было показано, что старение сплава Н25ХТ2 при 500.550° полностью подавляет изотермическое образование мартенсита, а атермическое превращение сохраняется, но его снижается [175]. Следует отметить, что атермическая составляющая превращения наблюдалась в этом сплаве и в закаленном состоянии, до старения, и поэтому остается неясным, возможен ли при дисперсионном твердении переход от полностью изотермического к атермическому превращению.
В ряде исследований стареющих сплавов, способных к мартен-ситному превращению, на изменение кинетики последнего не обращалось достаточного внимания. В работах [176,177,187 и др.] приведены данные об изменении морфологии мартенсита в результате предшествовавшего старения аустенита без указаний на изменение (или неизменность) кинетики превращения. В [187] указывается на возможность изменения степени когерентного сопряжения мартенсита и аустенита при старении последнего, а в [188] - на возможность изменения ориентационных соотношений. В последнем случае изменение кинетики превращения становится весьма вероятным.
В некоторых работах сообщается о неизменности кинетики образования мартенсита или сохранении его морфологии после старения. Так, в [189], несмотря на значительное повышение сплава Н29Т4 вследствие 30-минутного старения при 750°, в последующем наблюдалось образование двойникованного мартенсита. Если учесть, что состав этого сплава близок к критической концентрации, разграничивающей области составов, соответствующих различному механизму превращения, то неизменность морфологии мартенсита при обеднении аустенита никелем и титаном может быть следствием влияния старения на кинетику превращения (а следовательно, и на морфологию его продуктов). В работе [190] также сообщается о сохранении взрывной кинетики образования мартенсита в сплаве 18Н31Т4 после часового старения при 800°.
Морфология мартенсита также может существенно изменяться вследствие выделения из аустенита тех или иных фаз. Так, в [191] наблюдалось резкое измельчение кристаллов мартенсита, образующегося в сплаве Н31Ю6, состаренном при 700°, и при увеличении длительности старения до 30 часов максимальный размер мартен-ситных пластин не превышает нескольких расстояний между частицами выделений. Неоднократно наблюдалось, что дисперсионное твердение приводит не только к изменению размеров, но и внутреннего строения мартенситных кристаллов. При увеличении продолжительности старения сплавов, в которых возможно выделение интерметаллидов, в пределах, соответствующих снижению ¡-Ай, происходит уменьшение плотности хаотически распределенных дислокаций и возрастание числа двойников, начинающих вновь исчезать вместе с повышением мартенситной точки при дальнейшем увеличении времени старения [23,176,190]. Уменьшение количества двойников в мартенсите наблюдалось и при выделении из аустенита карбидов, сопровождавшемся повышением/^ [192].
Основываясь на взаимосвязи между кинетикой мартенситного превращения и морфологией образующегося мартенсита [в], можно считать, что описанное выше изменение строения мартенситных кристаллов вследствие старения аустенита указывает на определенное изменение кинетики превращения, по-видимому, не зарегистрированное в цитированных исследованиях.
Таким образом, распад пересыщенного гамма-твердого раствора с образованием кластеров или частиц тех или иных фаз различного размера может вызвать изменение основных характеристик последующего мартенситного превращения. Имевшиеся в литературе данные не позволили четко сформулировать особенности мартенситных превращений в сплавах, претерпевших распад исходного твердого раствора с образованием интерметаллидов или карбидов. Не ясна возможная роль исходной кинетики образования мартенсита и закономерности ее изменения при дисперсионном твердении. Для выяснения этих вопросов были проведены эксперименты, результаты которых описаны в последующих разделах.
4.2. Исследованные материалы.
Химический состав сплавов, предназначенных для исследования, выбирался с таким расчетом, чтобы один из них имели в закаленном состоянии атермическую, а другие — изотермическую кинетику образования мартенсита (таблица 4.1). Каждая из этих групп состояла из сплавов, упрочняемых при старении карбидами, интерметаллидами и обеими фазами одновременно. Кроме того, исследовали «нестареющие» сплавы, аустенит которых является ненасыщенным твердым раствором.
