Субструктура

Просвечивающая электронная микроскопия выявила во многих сплавах весьма сложную тонкую структуру мартенситных кристаллов с большим количеством дислокаций и двойников.

Такая субструктура может возникнуть двумя принципиально разными путями: во-первых, при дополнительной пластической деформации (скольжением или двойникованием), которая, как показано в Механизме мартенситного превращения, является неотъемлемой составной частью механизма мартенситной перестройки решетки, и, во-вторых, при пластической деформации после образования мартенсита из-за воздействия на мартенситный кристалл окружающей упругой среды. В первом случае можно говорить о первичной субструктуре превращения, а во втором — о вторичной субструктуре деформации.

Соответственно различают понятия о двойниках превращения и деформационных (механических) двойниках. Различить же происхождение субструктуры экспериментально не всегда удается. Обсуждаемые ниже факты рассматриваются в предположении, что мы имеем дело с субструктурой превращения.

Субструктура пластинчатого мартенсита характеризуется тем, что уже под световым микроскопом в сечении пластин можно увидеть среднюю линию или, точнее, среднюю зону повышенной травимости, называемую также мидрибом (смотрите рисунок Фермообразное расположение пластин мартенсита).

Электронная микроскопия показала, что мидриб — это область с плотным расположением параллельных тонких двойниковых прослоек.


Параллельные двойниковые прослойки в мидрибе

Параллельные двойниковые прослойки в мидрибе

Параллельные двойниковые прослойки в мидрибе мартенситной
пластины в закаленном сплаве Fe — 32% Ni
(Краус и Мадер).


Плоскость двойникования в мартенсите сплавов на железной основе чаще всего {112}м. Толщина двойниковых прослоек в зависимости от состава сплава и условий образования мартенсита колеблется от нескольких до сотен ангстрем. Двойниковые прослойки толщиной всего в три атомных слоя можно рассматривать как расщепленные дислокации.

По обе стороны от средней двойникованной зоны находятся периферийные области мартенситной пластины, в которых видны дислокации с относительно небольшой плотностью (109 — 1010 см—2).

Ширина двойникованной зоны в пластине мартенсита зависит от состава сплава. Так, в сплавах системы Fe — Ni с увеличением содержания никеля ширина этой зоны возрастает, пока все сечение мартенситной пластины не становится занятым двойниками превращения.

Поскольку субструктура и габитус кристалла зависят от характера дополнительной деформации при мартенситном превращении (смотрите Механизме мартенситного превращения), то естественно, что форма кристаллов мартенсита, их плоскость габитуса и субструктура взаимосвязаны.

Так, в сплавах системы Fe — Ni отклонение габитуса от плоскости {3, 10, 15 }А, наблюдаемое при снижении содержания никеля от 33 до 30%, сопровождается уменьшением плотности двойников превращения {112}м в пластинах мартенсита и ширины зоны этих двойников, а сами пластины становятся менее линзообразными и более зазубренными. Усложнение субструктуры пластин при отклонении габитуса от плоскости {3, 10, 15}А указывает на усложнение характера дополнительной деформации при мартенситном превращении.

В связи с тем что мартенситная пластина в общем случае состоит из средней зоны двойникования и периферийных зон скольжения была выдвинута гипотеза о двух стадиях формирования мартенситной пластины. Вначале в образовании пластины (будущего мидриба) главную роль играет дополнительная деформация двойникованием.

Из-за громадной скорости роста пластины теплота превращения не успевает отводиться и температура на поверхности пластины сильно возрастает, что приводит к смене механизма дополнительной деформации: переходу от двойникования к дислокационному скольжению (хорошо известно, что с понижением температуры в металлах с о. ц. к. решеткой при быстрой пластической деформации скольжение заменяется двойникованием).

A. Л. Ройтбурд выдвинул иное объяснение смены механизма дополнительной деформации при формировании мартенситной пластины. В Механизме мартенситного превращения отмечалось, что дополнительная деформация приводит к появлению ступенек на габитусной плоскости мартенситного кристалла (смотрите рисунок Виды деформации при мартенситном превращении, г). Эти ступеньки увеличивают энергию поверхности мартенситной пластины. Снизить энергию поверхности можно уменьшением высоты ступенек, что достигается заменой полных дислокаций частичными двойникующими с меньшим вектором Бюргерса.

Однако при прохождении двойникующей дислокации через толщу пластины создается дефект упаковки, повышающий объемную энергию мартенситного кристалла. Расчет показывает, что пока пластина тонкая, двойникование энергетически выгоднее скольжения, так как выигрыш в энергии поверхности пластины перекрывает проигрыш в ее объемной энергии.

С увеличением толщины пластины растет протяженность дефектов упаковки от двойникующих дислокаций и, начиная с некоторой критической толщины пластины, энергетически выгоднее становится дополнительная деформация скольжением полных дислокаций, сменяющая дополнительную деформацию двойникованием.

Су б структура реечного мартенсита качественно отличается от субструктуры пластинчатого мартенсита отсутствием зоны из тонких двойниковых прослоек. Субструктура реечного мартенсита имеет сложное дислокационное строение, для которого характерны дислокационные сплетения при высокой плотности дислокации — порядка 1011 — 1012 см2, т. е. такой же, как и в металле после сильной холодной деформации. Рейки часто состоят из вытянутых слегка разориентированных субзерен.

Двойниковые прослойки могут встречаться в реечном мартенсите, но плотность их несравненно меньше, чем в мидрибе пластинчатого мартенсита, а многие рейки вообще не содержат двойников.

Субструктура остаточного аустенита отличается от субструктуры исходного аустенита большей плотностью несовершенств, возникающих при локальной пластической деформации аустенита под действием мартенситных кристаллов. В аустените вблизи мартенситных кристаллов наблюдаются плоские скопления дислокаций, дислокационные сплетения и дефекты упаковки.

«Теория термической обработки металлов»,
И.И.Новиков

Охлаждение при закалке

Режим охлаждения при закалке должен прежде всего обеспечить необходимую глубину прокаливаемости. С другой стороны, режим охлаждения должен быть таким, чтобы не возникали сильные закалочные напряжения, приводящие к короблению изделия и образованию закалочных трещин. Закалочные напряжения складываются из термических и структурных напряжений. При закалке всегда возникает перепад температур по сечению изделия. Разная величина термического сжатия наружных…

Способы закалки

Так как нет такой закаливающей среды, которая давала бы быстрое охлаждение в интервале температур 650 — 400 °С и медленное охлаждение выше и главным образом ниже этого интервала, то применяют различные способы закалки, обеспечивающие необходимый режим охлаждения. Закалка через воду в масло Закалка через воду в масло (закалка в двух средах): 1 — нормальный режим;…

Закалка с обработкой холодом

Во многих сталях мартенситный интервал (Мн — Мк) простирается до отрицательных температур (смотрите рисунок Зависимость температур). В этом случае в закаленной стали содержится остаточный аустенит, который можно дополнительно превратить в мартенсит, охлаждая изделие до температур ниже комнатной. По существу такая обработка холодом (предложена в 1937 г. А. П. Гуляевым) продолжает закалочное охлаждение, прерванное при комнатной…

Поверхностный нагрев под закалку

Многие изделия должны иметь высокую поверхностную твердость, высокую прочность поверхностного слоя и вязкую сердцевину. Такое сочетание свойств на поверхности и внутри изделия достигается поверхностной закалкой. Для поверхностной закалки стального изделия необходимо нагреть выше точки Аc3 только поверхностный слой заданной толщины. Этот нагрев должен совершаться быстро и интенсивно, чтобы сердцевина вследствие теплопроводности также не прогрелась до…

Нагрев и охлаждение при закалке сталей

Сквозной нагрев под закалку Превращения в стали при нагревании описаны в Образовании аустенита при нагревании. Температуры нагрева под закалку углеродистых сталей можно выбрать по диаграмме состояния. Доэвтектоидные стали закаливают с температур, превышающих точку А3 на 30 — 50 °С. Наследственно мелкозернистая сталь допускает более высокий нагрев. При перегреве наследственно крупнозернистой стали закалка дает структуру крупноигольчатого…