Промежуточное и мартенситное превращения стали. (Лекция 4)

Промежуточное (бейнитное) превращение
ТЕРМОКИНЕТИЧЕСКАЯ КАРТИНА ПРЕВРАЩЕНИЯ
Развивается в области между перлитным и мартенситным превращением.
Некоторые его особенности указывают на некоторое сходство с перлитным превращением, а другие с мартенситным превращением аустенита. Речь идет о следующем:
-Особенности кинетики превращения;
-Изменение фазового состава, морфологии, структуры и субструктуры продуктов превращения, отличающиеся от продуктов перлитного и мартенситного превращений. Сочетание диффузионных и кооперативных (мартенситных) процессов обуславливает сложность превращения. Возможны различные варианты характера превращений в сталях различного типа легирования и часто противоположного характера.
Наиболее четко характер бейнитного превращения проявляется в сталях легированных карбидообразующими элементами, у которых область бейнитного превращения обособлена от области перлитного и мартенситного превращений.

Кинетика промежуточного превращения
В изотермических условиях превращение начинается после некоторого инкубационного периода. Существует С-образная зависимость превращения (скорости) от температуры, а также времени достижения определенной доли превращения. Превращение может быть подавлено и переведено в мартенситное, быстрым охлаждением.
Превращение при постоянной температуре, идет лишь до определенного предела и прекращается при некоторой доле непревратившегося аустенита.

Промежуточное (бейнитное) превращение
АостII
сек

Морфология, тонкая структура бейнита и кристаллогеометрия превращения
Морфология бейнита
По особенности микроструктуры различают верхний и нижний бейнит (рис. 25-62).
Верхний бейнит – характеризуется группами тесно примыкающих к друг другу сравнительно светлых пластин α-фазы (толщин <1 мкм, ширина 5÷10 мкм, длина 10÷50 мкм), на фоне которых, наблюдаются вытянутые карбидные частицы.
Эл. микроскопические исследования показали, что α-частицы состоят из элементов структуры, ширина которых ~ на порядок меньше.
Строение нижнего бейнита подобно отпущенному мартенситу: индивидуальные пластины (иглы); внутри пластин α-фазы распределены одинаково ориентированные карбидные частицы, ориентировка которых, не совпадает с длинной осью кристалла α-фазы. Плотность дислокаций в кристаллах α-фазы верхнего и нижнего бейнита сравнительно высока.
Рост кристаллов α-фазы по разным источникам может происходить: дискретно, путем последовательного роста отдельных единиц, либо может быть непрерывный рост.
Представляется, что схема появления и роста пластин бейнита (α-фазы) зависит от ряда факторов:
Температурной зоны превращения;
Содержание количества углерода;
Скорость охлаждения в зоне температуры превращения
И в итоге (1÷3) – уровень микронапряжений сжатия в микрообъёмах

Мартенситный механизм γ→α перехода характерен для промежуточного превращения аустенита. Об этом свидетельствует и высокая плотность дислокаций α-фазе бейнита.
Возможно самоторможение бейнитного превращения при изотермических выдержках (вблизи верхней границы начала А→Б ).
В низколегированных сталях, где диаграмма диффузионного и бейнитного превращения совмещены об этом трудно судить.
Процессы: скорость роста кристалла α-фазы бейнита позволяет предполагать, что она определяется диффузионным отводом углерода от растущего кристалла в окружающий аустенит.
(α→с→γ). Это справедливо, если рост α-фазы непрерывный.
Отвод углерода от фронта растущего кристалла α-фазы зависит от температуры, концентрации углерода в γ→α-фазе при переходе и поля напряжений в фазовом переходе и существующей при этом релаксации напряжений.
Влияние легирования на эти процессы связаны со смещением температурного интервала превращения к более низким температурам, с понижением подвижности атомов углерода и градиентов концентраций у границы А↔Ф(α). Повышение отношений концентрации Cr и С (Cr/С) в составе аустенита может обусловить полное подавление бейнитного превращения, при этом резко понижается подвижность углерода.

Перераспределение углерода и состав фаз образующихся при промежуточном превращении
В углеродистых и легированных сталях при температуре образования верхнего бейнита возникает цементит (Fe3C). Это справедливо даже в случае легирования Cr, Mo, W.
Содержание легирующих элементов в цементите бейнита ~ равно средней концентрации их в стали.
Независимо от путей образования цементита – из аустенит или α-фазы, это указывает на практически полное отсутствие диффузионного перераспределения легирующих элементов при бейнитном превращении. При повышенной температуре возможно некоторое обогащение α-фазы карбидами (но это нужно рассматривать, как вторичный процесс – перераспределение легирующих элементов между α-фазой и цементитом).
При низких температурах изотермического превращения можно образование ε-карбида (260÷300ºC)
О перераспределении углерода между α-фазой и γ много разноречиво.

Механизм промежуточного превращения
Основные положения:
1. Кооперативный механизм γ→α превращения
2. Диффузионное перераспределение углерода (зависит от [C] и легирующих элементов)
Затрудняется непосредственное образование карбидов из аустенита
Этапы:
-отвод углерода в остаточный аустенит
-образование при γ→α переходе карбидных фаз и частично мартенситного превращения
Таким образом – бейнитное превращение аустенита – это превращение особого типа, при котором мартенситное превращение и диффузионное перераспределение углерода - взаимосвязаны. Такое превращение специфично для сплавов, содержащих элементы с резко различной диффузионной подвижностью (в стали – железо и углерод).
-Другие процессы, наблюдающиеся в определенных условиях: -непосредственное выделение карбидов из аустенита и α-фазы, приводят к существенным изменениям структуры и свойств продуктов превращения, но с точки зрения механизмов превращения – это процессы – вторичные.

Перераспределение углерода и состав фаз, образующихся при промежуточном превращении
Обогащение остаточного аустенита углеродом
Объем превращения
Обогащение остаточного аустенита
Фазы:
- α фаза (мартенситного типа)
Карбидная фаза (цементитного типа)
γ - остаточный
Обогащение остаточного аустенита углеродом
Обогащение происходит только в ходе превращения (1 час),
далее – релаксация и выделение карбидных фаз

Перераспределение углерода и состав фаз, образующихся при промежуточном превращении
Обогащение происходит только в ходе превращения (5 минут),
далее – релаксация и выделение карбидных фаз
Обогащение остаточного аустенита
- Релаксация напряжений (360, 305оС) и min диффузия углерода
Большая доля образования карбидных фаз

Перераспределение углерода и состав фаз, образующихся при промежуточном превращении
Ускорение процесса превращения

Кинетические кривые бейнитного превращения стали типа 20Х2Н4М с различным содержанием молибдена, масс.%:
1 – 0,34; 2 – 0,79; 3 – 1,23; 4 – 0 (составы 16, 17, 18, 20 соответственно таблицы 2.1)
Кинетические кривые бейнитного превращения стали типа 20Х2Н4, легированной карбидообразующими элементами (№№ 1, 2, 3, 4, 5 соответственно составам 20, 21, 22, 23, 24 таблицы 2.1)

Влияние молибдена на соотношение средних скоростей бейнитного превращения стали типа 20Х2Н4 при непрерывном охлаждении (vохл = ~4 град/мин). (№№ 1, 2, 3, 4 соответствуют №№ 16, 17, 18, 20 таблицы 2.1)
Соотношение средних скоростей бейнитного превращения стали типа 20Х2Н4 легированной карбидообразующими элементами (Mo, W, V) при непрерывном охлаждении (vохл = ~4 град/мин). (№№ 1,2 , 3, 4, 5 соответствуют №№ 20, 21, 22, 23, 24 таблицы 2.1)

Влияние молибдена на температуру начала А → Б превращения (ТБ) стали типа 20Х2Н4 (составы №№ 16÷19 табл. 2.1). Данные значения температуры начала А → Б превращения определены магнитным методом

Обобщенная диаграмма изотермического распада аустенита при температуре 350 оС опытных составов стали хромоникелевой композиции при легировании молибденом, вольфрамом и ванадием, масс.%:
1 — 22Х2Н4 (Ni=3,58);
2 — 22Х2Н4W (Ni=3,58, W=0,45);
3 — 22Х2Н4МВ (Ni=3,58, W=0,45, Мо=0,43);
4 — 24Х2Н4М (Ni=3,58, Мо=0,34);
5 — 24Х2Н4М (Ni=3,75, Мо=1,23);
6 — 20Х2Н4МВФ (Ni=4,38);
7 — 20Х2Н4МВФА (Ni=4,38, Мо=1,38)
Обобщенная диаграмма изотермического распада аустенита при 400 ºС опытных составов стали хромоникелевой композиции при легировании молибденом, вольфрамом, и ванадием
(№ 1, 2, 3, 4, 5 соответствуют составам № 20, 21, 22, 23, 24 таблицы 2.1)

Температурная зависимость скорости превращения аналогична мартенситному превращению. (Интенсивно ускоряется в начальный период) и отличается от перлитного превращения, которое всегда доходит до конца, если время не ограничено.
В легированных сталях с четко выраженной границей начала бейнитого превращения – границу обозначают Бн (Вs).
Частичное превращение аустенита в бейнитной области понижает Мн при дальнейшем охлаждении и приводит к большему количеству остаточного аустенита.
Характер превращения «типа мартенситного» приводит к появлению на поверхности полированного шлифа характерного игольчатого рельефа.
Эффект легирования: Cr и Si тормозят превращение после части его завершения во всем диапазоне температурной области, Ni и Mn – только в верхней части его превращения.
Наблюдается, к примеру, необъяснимые явления в этой сфере:
-Повышение температуры аустенитизации, ведущее к росту зерна аустенита и увеличению степени совершенства его внутренней структуры, во многих случаях ускоряет промежуточное превращение (при перлитном превращении – наоборот).
Многие легирующие элементы увеличивают продолжительность инкубационного периода, понижают верхнюю границу Бн (по нашим данным на стали типа 20Х2Н2 и 20Х2Н4 с дополнительным легированием Mo, W, V это не наблюдается. См. рис. Из М.К.).
-Понижение температуры минимума скорости и скорости бейнитного превращения

Превращения аустенита при непрерывном охлаждении

Мартенситное превращение

Полиморфное γ→α превращение

Зависимость Мн от [C] и легирования. Мн ↓ на 1% легирования.
Влияние карбидообразующих элементов на положение МН и МК, количество остаточного аустенита в стали 2Cr—4Ni композиции

Обратимость мартенситных превращений
Fe + 30% Ni
α
α
↓
ΔТ
↑
γ
γ

Кристаллогеометрия мартенситного превращения

Кристаллогеометрия мартенситного превращения
Термоупругое равновесие при мартенситном превращении. Псевдопластичность, псевдоупругость и эффект памяти формы.

Полиморфное γ→α превращение
Кривые изотермического превращения γ – фазы стали с 0,04 %С, легированной 6 % Cr, 3% Ni, и 1,2 % W при температурах (цифры у кривых, оС) ниже Мн

1 2 3 4
5 6 7 8
9 10 11 12
13 14 15 16

Нагрев 1200оС – крупные ауст. зерна
Охлаждение до 375 оС – зарождение первых мартенситных игл на границе зерен.
Охлаждение →350 оС, выдержка 5 сек., появление новых мартенситных игл в границах аустентных зерен и игл в поперечном направлении встык к уже образовавшимся.
Выдержка 350 оС – 1 мин.- развитие этих процессов, развитие // март. Линий (т.е. сдвигов по плоскостям // прежним) и развитие поперечных.
Охл. до 300 отн. Максим. насыщенность линий сдвига, (можно предполагать о завершении мартенситного превращения)
Охл. до 100 – малоотличимое фото от предыдущего, что подтверждает о пр. полном завершении превращения к 300 оС.
Нагрев на 650 оС-5 мин. Картина мартенситных игл (сдвиговых превращений) остается без изменений.
Охл. до 100 оС (проверка на превращение остаточного аустенита, вид характера превращения – не отличается от позиции 6,7.
Нагрев 700 оС (около Ас1) – картина сохраняется (т.е. вид структуры по поверхности полированного образца сохраняется.
Нагрев до 800 оС(около Ас3) –«»-
900 оС→930 оС→950→975→1000 Начинается размытие структуры мартенсита.
13. 14. 15.
Охл. 370 – дополнительное мартенситное превращение, на фоне прежнего наблюдается насколько более плотная распределение мартенситных сдвиговых линий.
Охлаждение.
17

1 2 3
4 5 6
7 8 9