Явления закалки и отпуска стали

г. В. кьтдюмов

ЯВЛЕНИЯ ЗАКАЛКИ И ОТПУСКА СТАЛИ

ГОСУДАРСТВЕННОЕ НАУЧ НО-ТЕХНИЧЕСКОЕ

ИЗДАТЕЛЬСТВО

ЛИТЕРАТУРЫ ПО ЧЕРНОй И ЦВЕТНОй МЕТАЛЛУРГИИ

М О СК в а

1 9·6 О

АННОТАЦИЯ в брошюре освещены явления, происхо­ дящие в стали при закалке и отпуске. Рас­ змотрены

кристаллическая

ленной стали,

структура

ее несовершенства,

зака­

природа

гвердости закаленной стали, механизм и кинетика превраIЦений аустенита в мартен­

сит,

причины

особенностей

превращения структуры,

и

изменения

происходящие

мартенситного кристаллической на

различных

стадиях отпуска закаленной стали. Брошюра предназначена для научных и инженерио-технических работников - ме­ талловедов, .металлофизиков металлургиче­ ской и машиностроительной промышленно­ сти, а также может быть использована сту­

дентами

соотвеТ1СТВУЮЩИХ

специальностей.

Ав то р Курдюмов Георгий Вячеславович

Редактор А. М. Рабинович ' Редактор издательства Е. и. Левит Технический редактор л. В. Добужинская Сдано в производство 12/VI-1960 г. Подписано в печать 4NII-1960 г. Бумага 60Х921 / 1 6 = 2 бум. л. 4 печ. л. Уч.-изд. л. 3,86 Заказ 313 T-07t267 Тираж 4000 Цена 1 р. 95 к., с 1/1-1961 г.-20 коп.

=

Типография Металлургиздата, Москва, Цветной б.,

30

СОДЕРЖАНИЕ От

1.

автора

Закаленная

1. 2. 3. 4.

11.

4 сталь

......................................•... мартенсита ~......

Природа Особенности строения закаленной маnoуглероднотой стали .....................................•.... ~ Несовершенства строения кристаллов мартенсига Природа высокой твердости закаленной стали ..••....

Превращение аустенита в мартенсит

1. 2. 3. 4. 5.

l' 1.

О причинах и движущих силах превращения О механизме превращения ..........•................. Об условиях осуществления нормального и мартенсит­ ного механизма превращекия ..................•... О температурной зависимости скорости превращения.. О причинах распространения превращения на область температур

Отпуск закаленной стали

1. Изменения состояния твердого раствора .............• 2. Образование карбидной фазы при отпуске 3. О природе явления отпуска ........................••

5 5 6

11 15

20 21 25 27 33 37

46 47 53 56

ОТ АВТОРА

По предложению Британской исследовательской ассоциации железа и стали (В. 1. R. А.), Института железа и стали и

s.

Шеффилдского университета мною прочитана в ноябре 1959 г. 8 Шеффилде двенадцатая лекция, посвященная 'памяти англий­ ского металлурга В. Гатфильда (12 Hatfield Memorial Lccture). Выбрав для лекции столь широкую тему как закалка и ОТ­

пуск стали,' я взял на себя очень трудную задачу. Однако в на­ стоящее время, несмотря на большое число еще неяоных . 'Вопро­ сов И нерешенных задач этой проблемы, общая картина явле­ ний закалки и отпуска и многие' ее детали могут быть описаны с точки зрения физических представлений о явлениях в твердых телах. Такие вопросы теории закалки, как природа мартенсита, причины 'высокой твердости закаленной стали, природа превращения аустенита в .мартенсит, представляли собой наи­

более запутанные вопросы металловедения.

Насколько проти­

воречивы были представления об этих явлениях у металлургов, можно видеть из доклада Совера «Текущие теории закалки ста­ ли тридцать лет 'спустя» (1926), основанного на ответах наибо­ лее КfYlПНЫХ металлургов того времени на

кету

разосланную им

ан­

1].

За три десятилетия, прошедших с тех пор, положение вэтой области радикально изменилось. Решающую роль в этом сыгра­ ло примененив

яснить

рентгеноструктурного

атомно-кристаллическое

анализа,

позволившее

строение закаленной

стали

вы­

и

тонкие его изменения на различных этапах отпуска, а также за­

ложить основы представлений об атомноструктурном механизме превращения

аустенита

в

мартенси

...

1.

ЗАКАЛЕННАЯ СТАЛЬ

1.

ПРИРОДА МАРТЕНСИТА

Получение особых свойств стали в результате ее закалки обусловливается, как известно, возникновением в процессе ох­ лаждения мартенсита - главной структурной составляющей за­ каленной стали. В каждом зерне .исходного аустенита обра­ зуется большое число кристаллов мартенсита, имеющих обыч­ нофор.му пластинок. Толщина пластинок по крайней мере на один порядок меньше размеров в Iперпендикулярных к ней на­ правлениях. Размер кристаллов мартенсита зависит от состоя­ ния зерен аустенита. Чем однородней 'Н совершенней кристалли­ ческая

структура

аустенита,

тем

крупнее

кристаллы

'мартен­

сита. При большой неоднородности строения аустенитнorо зер­ на и наличии несовершенств его кристаллической структуры кристаллы мартенсита могут быть очень малы. Решетка кристаллов мартенсита -·центр,ированная тетраго­ нальная, близкая к решетке «-желеэв и тем больше от нее отли­

чаюшаяся, чем выше содержание в стали углерода [2-4]. Для понимания природы мартенсита важны следующие ре­ зультаты

экспериментальных исследований

решетки мартенс.ита углеродистых сталей

кристаллической

12-8]:

1) периоды решетки данной стали не зависят от температу­ ры закалки, если она производится из однофазной аустенитной области и скорость охлаждения достаточно велика; 2) периоды решетки а и с не зав.исят от скорости охлажде­ ния, если она выше критической, необходимой для предотвра­ щения

распада

аустенита

и

о~пуска

мартенсита

во

время

ох­

лаждения;

3) пер.иоды решетки а и с не зависят от концентрации углеро­ да в стали, если закалка производится от ОДНОЙ и той же темпе­

ратуры из гетерогенной области (между точками А 1 и Аз); 4) если аакалка ведется из однофазной аустенитной обла­ сти и скорость охлаждения достаточна для предотвращения рас­

пада аустенита и отпуска мартенсита, то периоды а и с зависят

только от содержания в стали углерода. Эта зависимость для отношения осей может быть с достаточным приближением вы-

5

.ражена

. лерода

[8] в

как с/а

= 1+ 0,0467

р, где р

Из этих экспериментальных данных

. тенсит -зе; 2)

весовой

-

процент уг­

стали.

следует,

что:

1)

мар­

ОСТЬ пересыщенный твердый раствор углерода в а-желе­

периоды решетки мартенсита определяются содержани-ем углерода в исходном аустените; 3) мартенсит содержит в .растворе

столько углерода,

сколько

его

растворено

в

исходном

-аустените; превращение аустенита в мартенсит является без­ диффузионным процессом, происходит без изменения концен­ трации

твердого

раствора

и

заключается

только

в

изменении

решетки.

Атомы углерода в решетке мартенсита так же, как и в ре­ шетке аустенита находятся в междуузлиях решетки. Они размещаются в порах решетки

00 -

1 2

и

1 1

- 2

2

О, находящихся

между

атомами железа, расположенными в направлении тетрагональной оси [3]. Атомы углерода распределены в этих порах решетки ста­ тистически.

Решетка

мартенсита закономерно

ориентирована

нию к аустениту, что выражается соотношением (ОII)м 11

по отноше­

[9]:

(ll1)A

[111]M 11 [110]А. 2. ОСОБЕННОСТИ СТРОЕНИЯ ЗАКАЛЕННОЯ МАЛОУГЛЕРОДИСТОЯ СТАЛИ В

углеродистых сталях с содержанием углерода меньше не удается при закалке зафиксироватъ неотпущенный мар­ тенсит. Частичный отпуск мартенсита успевает произойти даже при самой резкой закалке [5]. Неотпущенный мартенсит легко получается в заэвтектоидных сталях. Чем меньше содержание углерода, тем больше должна быть скорость охлаждения для получения нераспавшегося мартенсита. Это обусловливается

0,6%

повышением мартенситной точки при уменьшении содержания углерода и быстрым увеличением скорости распада мартенсита с повышением температуры. Степень распада для разных кри­ сталлов различна, что обусловливается распространением превря­ щения A~ М на значительную область температур. Вследствие этого тетрагональная структура получается очень несднородной

[4, 5, 8, 10]. Нераспавшийся ной

решетки,

мартенсит

соответствующим

с отношением данному

осей

тетрагональ­

содержанию

углерода,

можно лолучить в сталях, содержащих менее 0,6% 'С, путем ДО­ бавления легирующих элементов, понижающих мартенситную точку. Так, в стали с 0,53% С, 'содержащей 1,9% Мп, мы могли получить

нераспавшийся

летами тетрагональной

6

мартенсит с четко

разделенными

решетки на рентгенограмме

[11].

дуб­

При

введении в сталь достаточного количества Мп и Ni нераспав­ шийся мартенсит получается при закалке сталей с содержани­

ем углерода

0,5-0,20/0 [12]. Таблица

Химический

состав, мартенситная точка М н

-

тетрагональной решетки мартенсита

-

Содержание,

-С

--

Мп

I

7,77 6,71 6,40 6,20 5,67

0,25 0,31 0,35 0,44 0,57

в табл. леи u

и

I

1

-

С

а

1

и отношение параметров

малоуглеродистых

сталей

% Ni

I I

3,86 3,06 3,45 1,50 0,27

М

Си

2,64 3,00 3,00 3,30 3,35

н

'

-

ос

С а

1,012 1,016 1,018 1,023 1,026

65 70 50 25 5

приведены данные о составе исследованных ста-

результатах

определения

величины

-с .

Э

ти данные по-

а

казывают, что, если при закалке предотвращается процесс рас­

пада твердого раствора, то и в сталях с

0,2--0,60/0

С мартен­

сит имеет тетрагональную решетку с отношением осей, соответ­ ствующим его зависимости от концентрации углерода, найден­ ной для средне- и высокоуглеродистых сталей (рис. 1).

Однако вопрос о кристаллической решетке мартенсита ста­ лей с 0,2-0,50/0 С еще нельзя очитать достаточно выясненным. Как известно [9, 13], применение монокр.исталлов позволяет по­ лучить отражение (002) при отсутствии отражения (200), и нао­ борот. Оказалось [12], что в сталях с 0,2-0,50/0 С пятно (002) получается

раздвоенным даже в том случае, когда возможность

распада исключается пониженнем (с помощью добавок леги­ рующих элементов) мартенситной точки ниже комнатной тем­

пературы. Это можно объяснить, если предположить, что часть кристаллов

мартенсита

имеет

тетрагональную

решетку,

а

часть кубическую. Из соотношения интенсивностей можно было заключить, что количество кристаллов с тетрагональной решеткой невелико при 0,20/0 С и растет с увеличением содер­ жания углерода. Существование в некогорой области концентра­ ций двух решеток мартенситной фазы известно на примере фаз

13'

и у' сплавов Си-Аl или Cu-Sn

[35]. Вопрос О присутствии пере­

сыщенного твердого раствора углерода в а-железе с кубической решеткой наряду с тетрагональной решеткой требует еще даль­

нейшего исследования,

7

Скорость распада мартенситаопределяется не только под­ вижностью атомов, которая быстро увеличивается с температу­ рой, но и движущей силой распада, которая тем меньше, чем меньше .пересыщение твердого раствора. Поэтому в простых уг­ леродистых сталях с очень НИЗ1КИМ содержанием углерода (око­ ло 0.1 О/О и менее), несмотря на сравнительно высокую темлера­

туру

Ми

(около

начала

5000)

превращения

ком охлаждении удается получить

А-+М,

нераспавшийся

при рез­

мартенсит.

1.08 1.0 7 6 ~

I

1,011

~

/

~

V

.г

--

/

~

/>

1,аз-

,/'

,

'/

./

.,ро

и

0.2

~"

0'1 06 08 10 1.2 СDоержанuе углсрооа~ %

~6

Рис, 1. Зааионмостъ отношения осей тетраго­ вальной

!решетки

от

концентрации

углерода

[12, 22, 24] Это следует из. данных о зависимости ширины рентгеновской ин­ терференционной линии и твердости от 'концентрации углерода в малоуглеродистых сталях (рис. 2, 3) [101]. Получение нераспавшегося мартенсита при закалке сталей, содержащих около 0,1 О/О С, может быть облегчено введением элементов,

эадерживающих

та при отпуске,

вторую

т. е. элементов,

стадию

распада

повышающих

твердого раствора а с содержанием

0,1-0,2%

С

мартенси­

устойчивость

[14, 15].

На­

пример, при введении титана, ванадия или молибдена распад мартенсита, содержащего около 0,1 О/О С, перемещается к более высоким температурам отпуска (выше 450-5000) (рис. 28).

Очевидно, для получения нераопавшегося мартенсита при за­ калке здесь нет необходимости в очень резком охлаждении в области температур ниже мартенситной точки, как и нет надоб­ ности

вводить

элементы,

понижающие

мартенситную

В этом случае, Т. е. для сталей, содержащих около лее

8

трудно

создать

условия

для

переохлаждения

точку.

0,1 О/оС,

аустен.ита

бо­ до

тоЧКИ Ми

,

т. е. для предотвращения выделения

феррита

или

нормального превращения 'у ~ а при высо.ких температурах. Это достигается или достаточно большой скоростью охлаждения

в области

температур Аз

Ми

-

или введением

элементов,

трудняющих превращение 'у ~a по нормальной кинетике

18].

Однако

быть

скорость

значительно

христалличес,кой

нормального

уменьшена

структуры

прев.ращения

и путем

'у ~a

«залечивания»

аустенита,

за­

[16-

може;

нарушении

возникающих

при

его

__- - - - - - - - - - , 5 0 '(6 '1.2

~ 3,8 Рис. 2. Заевсвмость твердоети, ширины линий и коэрцитнвной си­ лы

от

концентрации

сталях,

ytГлерода

содержащих

0,10/0

С

в

~з.ч

C:Q

.~ 3,0 ::t

менее

~ 2,6

[101]

~ :::s

2.2

~ ~ f.8

о

0.0'1

0.08

Сооержанuе углероОа.

О. 12

%

образовании во время нагрева. Эти нарушения 'облегчают об­ разование зародышей а-фазы при

последующем

охлаждении.

Залечивание дефектов структуры может быть осуществлено пу­ тем нагрева аустенита до достаточно высоких температур [19]. Учет этого обстоятельства 'позволил, применяя нагрев выше 11500 С, закалить железо, содержащее менее 0,01 О/О С, т. е. предотвратить «нормальное»

образование зародышей

а-железа

и заставить протекать превращение по мартенситному механиз­

му

[20].

ОбраЗ1ЦЫ закаленного железа имели твердость и шири­

ну линий такую же, как и после сильной холодной деформации (рис. 4).

пластической

Элементарная ячейка решетки мартенсита чистого железа, очевидно, такая же, как и отожженного

железа.

Кристаллы

мартенсита чистого железа отличаются от кристаллов

женного

железа только своей

микро- и

отож­

субмикроструктурой

(размеры, форма, нарушения кристаллической структуры), что обусловливается различием в механизме образования кристал­ лов. Мартенситный механизм превращения 'у ~a приводит к со­ стоянию, аналогичному тому, какое

получается в

холодной пластической лгеформации железа

результате

[20, 26]. 9

~

Марганцо811сmые стали

(2,0 - 2,2 % мп)

В2"

50

5,0

40

".6

ЗА

'1,2

20

Rc

а

6000 Ну=80

3,8

3,'1

Zq

3,0

20

5

fOOO O

Не

Hy=f20

,6

2,6

12

8 0.02

0.01.1 0.06 0.08. 010 . О, 12 [оВерн<йнuе углерооа, %

0,'"

20/0

Ну=200

J:» ~

Рис. 3. Зависимость гвердости, ширины линий И коэрцигивной СИЛЫ ОТ концентрации углерода в лепированных сталях, содерж аших

'3500

8

Мп

[1011

Рис.

4.

Ра пределеине

излучение)

0,010/0

с.

и

при

инленсивпости

твердость

различной

железа,

р,

термической

80 О/О -Н 'го холодного обж ати я Н v

липни

7

обработке.

200-220

(Ге­

(220)

содержащего

MeHe~

После

[20]

При наличии уже отличаются

му состоянию, личении

0,01 0/0

от отожженного

С и более кри~таллы а-железа

но и наличием

его количества

не только

растворенного

до некогорого

мартенсита

по структурно­

угле рода. При уве­

содерж а н и я решетка

мар­

тенсита остается кубической. ,Б этом случае а то м ы углерода размещаются в решетке между атомами желез а по любой из трех тетрагональных осей куба, а возможно и в других порах. Решетка мартенсита остается, по-видимому, к убической и при содержании 0,1 О/О С; непосредственными изм е р ениями периодов решетки это пока не установлено вследствие -н едо ст а точн о й точ­ ности измерений. При содержании угл е р од а 0,2 0/0 и выше уже отчетливо обнаруживается тетрагональная R т етк а [12]. По-ви­ димому,

корреляция

гональная

между

3.

в

симметрия

0,1 О/О

,И

распределении появляются

атомов

при

углерода

содер ж а н и я х

и тетра­ углерода

0,20/0.

НЕСОВЕРШЕНСТВА СТРОЕНИЯ КРИ СТАЛ ЛОВ МАРТЕНСИТА

На существование больших

несоверше н ст в

строения кри­

сталлов мартенсита закаленной стали у к а з ы в а ли

на

рентгено­

граммах большая размытость и сильное ослабление интенсив­ ности интерференционных линий, а т акже астеризм пятен на

I

i

(002)

(ОО2) (iOO )

Рлс.

5.

Рентгенограмма порошка мартенсита.

из закалевной стали с

элеК"ГоРОЛИТИ1Чеоки

1О/О

С

\

(гго)

выделенного

1[22]

рентгенограммах закаленных монокристаллов. В выяснении ос­ новных факторов, обусловливающих эт.и особенности интерфе­ ренционной картины аакаленной стали, большую роль сыграло,

с одной стороны, примененне другой

-

монокристаллов

аустенита

[21],

с

исследование порошков мартенсита, электролитически

выделенных из закаленной стали

[22-24].

При

исследовании

монокристаллов благодаря закономерной ориентировке решетки

мартенсита по отношению к решетке аустенига можно было ис­ ключить трудности, связанные с перекрытием линий дублетов тетрагональной решетки, и выбирать для исследования наиболее

ВЫгодные интерференции Исследование

[21].

порошка

мартенсита

показало,

что

ванные его кристаллики обладают тетрагональной такой

же

углерода,

зависимостью

как

и

в

постоянных

закаленных

тельно менее размытые линии

решетки

образцах,

(рис.

5).

от

однако

изолиро­

решеткой

с

концентрации

дают

значи­

Первый факт является

непосредственным доказательством того, что зависимость перио-

11

.

дов решетки ределяется

мартенсита от концентрации углерода

только

наличием

растворенного

зана 'ни с какими напряжениями,

Второй

факт

лать непосредственные выводы 'о природе

в

углерода

стали оп­ и

не

позволил

свя­

сде­

микронапряжений

(искажений второго рода), вызывающих большую размытость

линий, надежней определить

размеры областей

котерентного

рассеяния и уточнить измерения интенсивности линий

[23, 25].

8. Области ко г е р е н т н о го рассеяния и упругая деформация кристаллов мартенсита Изучение угловой зависимости размытости линий мартен­ сита показало. что причиной размытости является как наличие микронапряжений (неоднородных деформаций микрообластей). так и малая величина областей когерентного рассеяния рентге­

новых лучей

[21].

Последняя, в пределах точности

не зависит от содержания

измерения,

углерода ОБ стали и равна приблизи,

о

тельно

200-300

А

для

мартенсита

безуглеродистого

железа

[26, 27] и для стали с высоким содержанием углерода ~21, 23]. Наиболее надежно эта величина могла быть оценена при иссле­

довании выделенных порошков мартенсита. В этом случае раз­ мытость обусловливается практически только одним этим фак­

тором и пропорциональна секансу угла отражения

[23].

В результате изолирования кристалликов м артенсига исче­ зает та доля размытости линий, которая пропорциональна тан­ генсу угла отражения. Для высокоуглеродистых сталей эта доля

является весьма значительной. Например, ширина линии (220) сплошного куска закаленной стали достигает 100 и более мил­ лирадиан [21], а после выделения кристаЛЛИ1КОВ мартенсита она падает до- 20-25 миллирадиан (Ре-излучение) (23]. Эти данные позволили сделать заключение, что размытость линий, пропорциональная тангенсу угла отражения, обусловли­ вается

несднородной

упругой деформацией

кристаллов

мартен­

сита (на:пример, изгиб пластинок мартенсита), вызываемой внешними по отношению к каждому кристаллику силами. При изолировании кристаллика, Т. е. при освобождении его от окру­ жающей среды, силы, обусловливающие его упругую деформа­ ЦИЮ, исчезают [25].

В еличина

упругон u

де

Ф ормации

d~d

кристалла

мартенсита

закаленной стали в сильной мере зависит от содержания угле­

рода и растет при его увеличении, Уже в стали с 0,1 О/О С она имеет значения около 2,5 Х 10-3-3 Х 10-3, т. е. в несколько раз больше ~пругой деформации микрообластей холоднодеформи­ кованного железа. При высоком содержании углерода величина

-1-

может достигать значений, близких к 10-2.

Малая величина областей когерентного рассеяния кристал­ лов мартенсита является одной из характеристик, присущих их

12

внутреннему строению. Она не изменяется. от ТОГО'и находится ли кристалл мартенсита в сплошном куске аакаленнои стали или

же изолирован. Что касается неоднородных упругих деформа­ ЦИЙ, то они не представляют собой характеристику, присущую внутреннему строению кристаллов мартенсита. Они возникают вследствие воздействия одних частей зерна аустенита на дру­ гие в результате изменения формы микрообластей при образо­ вании кристаллов мартенсита. При изолировании кристаллов ЭТИ деформации исчезают.

Однако максимальная величина упругой деформации микро­

наlпряжений кристаллов мартенсита данной стали может слу­ жить харакгеристикойих механических свойств, а именно пре­ дела их упругой деформации. Изучение размытости линий зака­ ленной стали показывает, что этот предел сильно зависит от наличия растворенного углерода и быстро растет с увеличением его

концентрации.

Так как толщина пластинок мартенсита имеет порядок ТО число областей по толщине кристалла имеет порядок

10-4. 100.

Поэтому, при изгибе пластинки отдельные когерентные области будут деформированы практически однородно

[25].

б. С т а т и ч е с к и е С'М е Щ е н и я и т е плов ы е к о л е б а н и я а т о 'м о в Наличие

атомов углерода,

приводит 'к смещению

ний. Очевидно, атомов,

атомов

внедренных железа

это смещение должно

являющихся

в решетке

из их идеальных

непосредственными

железа, положе­

быть наибольшим соседями

атома

для угле­

рода, и уменьшается по мере удаления от него. При этом сме­ щения в направлении тетрагональной оси должны быть значи­

тельно больше смещений в перпендикулярных направлениях [8]. Такое ааключение вытекает из того, что наличие углерода в рас­ творе

вызывает

сильное

изменение

среднего

расстояния

между

атомами железа по оси С И слабое по осям а, как это видно из приведеиной выше зависимости периодов решетки а и с от со­ дер)Кания углерода. Такое действие находится в соответствии и с

предполагаемыми

мартенсита:

координатами

расстояние

между

направлении оси с значительно в перпендикулярной плоскости.

атомов

атомами

углерода

углерода

меньше расстояний

и

в

решетке

железа

в

между ними

.

Определение среднеквадратичных смещений атомов железа из идеальных положений в решетке с помощью измерения ин­ тенсивности интерференций подтвердило это предположение [28,

29]. Средний квадрат смещений атомов в направлении тетраго­

нальной оси оказался в два раза

большим,

лирном направлении,

по данным, .полученным

порошке

(рис.

мартенсита

висимость

среднего

6) [23].

квадратичного

На рис.

чем в перпендику­ на изолированном

7

смещения

представлена за­ атомов

железа

13

tS г-----------------------:-~-..,

1,0

O"--.L...-...---....L-----.L------i"----J-~~

зо

40

50

70 8. ос

60

РИС. 6. Ослабление линий мартенсита по сравнению с линиями а-железа. Большее ослабление покааывают о

-

линии С большим третьим индексом .[23]: - мартенсит (эксперимента ..льные данные),

феррит; •

-8-

мартенсит (расчетные данные)

12 10

V~

i

8

I

~V

.~

~.

$? 5

~ t ;::j

о

/

V

V

./

"

2

0,2 рис.

7.

щения

0,'1 0.5 0,8 [ооержанuе uглерООQI

Среднеквадратичные атомов

:В

решетке

1,2

1,0

%

статические сме­ мартенсита

в

за­

висимости от ковцентрации углерода [30]

14

(без учета анизотропи~) от содержания углерода в стали, по­ лученная из измерении интенсивности в молибденовом излуче-

нии [30]. Таблица

Характеристическая температура

t1,

2

среднеквадратичные смеlЦения

атомов ,.\ вв : пояожения равновесия - динамические

(V и

2

дин

)

(V и :т) для отожженного железа

И статические

и для закаленных сталей с различным содержанием углерода

%,С

во

Fea

V-2

430 435 435 390 365 360

0,08 0,10 0,35 0,84 1,0

VU2 , А

о

и дин' А

К

ет

0,115 0,114 0,114 0,126 0,133 0,136

0,045 0,057 '0,059 0,085 О,100

Наличие атомов углерода, растворенных в а-железе, приво­ дит не только к нарушению правильной периодичности в распо­ ложении атомов в

решетке, т.

е.

к

статическим смещениям ато­

мов в решетке мартенсита. Оно вызывает и ослабление сил меж­ атомной связи, тем большее, чем выше содержание углерода.

Это следует из того, что при одной И той же температуре сред­ неквадратичные отклонения при тепловых колебаниях атомов в решетке мартенсита имеют большую величину, чем в решетке

а-железа (табл,

2) [30].

На рис,

8

приведены результаты опре­

деления характеристической температуры по данным об интен­ сивноети интерференций мартенсита при комнатной температуре и температуре жидкого азота. В соответствии с этим модуль

Юнга закаленной стали пониж ается с повышением содержания

углерода

4.

[31].

ПРИРОДА высоков ТВЕРДОСТИ ЗАКАЛЕННОЯ СТАЛИ

При закалке стали возникают два рода структурных особен­ носгей, присущих закаленной стали [25]. Во-первых, в резуль­ тате мартенситного механизма роста кристаллов образуется ха­

рактерная микро- и субмикроструктура: БОЛЬ'шое число пласти­ нок мартенсита внутри каждого аустенитного зерна (в малоуг­ леродистых сталях

аустенит

превращается

почти

полностью);

субмикроскопические размеры областей когерентного рассеяния внутри этих пластинок; несднородная упругая деформация пла-

15

етинок; закономерная крисгаллоориентационная связь, обуслов­ ливающая

сохранение определенной

роли

исходного

аустенит­

ного зерна в поведении закаленной стали. Во-вторых, вследст­ вие

бездиффуэионного характера

мартенситного

превращения

кристаллы мартенсита представляют собой пересыщенный твер-

.g" Е

C>--Q----+---t'---+---+---+----f О

t----\--+--~---t----+---+-----I_I В,ОС

1150 I---~-____i---+---+---+-----i-Z

J-~_+_-.,;~---+----t---+---i-3

1100 t----+-~---+---::I~---+--...-- ...._lI

t-----t----+-~-+----+---+---I-5

3S,,'--_-.a._ _--L-_~ о.г

О

_ _...&.:_-~-~

0.8 "О {оiJержанuе углерооа, ~ 0,'1

0.6

1,2

Рис, 8. Завиевмость характеристической темпе­ pa~ы (6) мартеасита (определенной рентгено­ графичеакны методом) от концентрации углерода ;r относителыюе изменевие модуля

АЕ

при аакалке Е

дый

[31]

раствор углерода в а-железе, не существующий

при ста­

бильном состоянии стали

Структурные изменения первого рода ~ызывают в отноше­

нии поведения металлов под нагрузкой та/кой же эффект, как и холодная пластическая деформация. Закаленное легированное железо и закаленное

чистое железо, если при их закалке осуще­

ствляется мартенситное превращение в чистом виде, имеют проч­

ностные характеристики, близкие к тем, которые приобретают вти

материалы

в

отожженном

состоянии

холодной 'пластической деформации. кадке,

в

результате

мартенситного

при

высоких

степенях

В этих материалах при за­ превращения,

происходит,

как и при холодной пластической деформации, из-менение толь­

ко микро- И суб.МИ1КРОСТРУКТУРЫ, без изменения химического состава а-фазы. Свойства кристаллов а-фазы в малых объемах остаются

16

неизмененными.

При закалке же стали,

наряду с воэникновением такой

же

микро- и субмикроструктуры, изменяются и свойства самих кри­ сталЛОВ а-фазы, поскольку меняется их химический состав, вследствие образования пересыщенного твердого раствора уг­

лерода в а-железе. При этом сильно возрастает сопротивление деформации

самих

кристаллов

-

повышается

предел

их

упру­

гой деформации. Более высокое сопротивление деформированию кристаллов мартенсита стали, чем кристаллов а-железа, обяза­ но,

очевидно,

присутствию

атомов

углерода,

внедренных

в

ре­

шетку железа.

Высокий предел упругой деформации самих кристаллов мар­ тенсита и является основным фактором, обусловливающим вы­ сокую твердость закаленной стали. Это свойство кристаллов мартенсита,

содержащего

в

твердом

растворе

углерод,

опреде­

ляет специфику свойств закаленной стали. Она отличается зна­ чительно большей твердостью, чем холоднодеформированное железо или железо, закаленное на

мартенсит.

Роль свойств кристаллов мартенсита в сопротивлении зака­ ленной стали пластическому деформированию отчетливо прояв­ ляется

уже

при

рассмотрении

закаленных

малоуглеродистых

сталей. На рис. 9 представлена связь между твердостью зака­ ленной стали и величиной упругой деформации кристаллов мар­ тенсита (микронапряжения) ,опредеЛенной из размытости ли­ ний для сталей с содержанием углерода в пределах от 0,03 О/О по 0,120/0 с [101, 33]. Пропорциональность между твердостью и величиной упругой деформации можно было бы трактовать как влияние на твердость самих упругих деформаций микрооб­ ласгей. Однако, как показали специальные исследования, такие свойства, как предел текучести и твердость сплавов, неизмененными при наменении микронапряжений в

остаются широких

пределах (рис. 10), если не изменяется микро- и субмикрострук­ тура металла [321 Существование указанной зависимости (рис. 9) определяется тем, что измеряемые по ширине линий микронапряжения

характеризуют

сопротивление

самих

кри­

сталлов мартенсита пластическому деформированию (предел упругой деформации) [25, 2~6]. Представления о роли, какую предел упругости деформации кристаллов в микрообластях играет в прочности металлов, уп­ рочненных

путем

закалки

на

мартенсит

ной пластической деформации,

следова.нии упрочнения рис.

( -;;-

д а)

11

-

или

железокремниевых

показано, что твердость

с

помощью

были подтверждены

и величина

сплавов

[33].

ис­

На

микронапряжений

холоднодеформированных сплавоврастут

Нии содержания кремния параллельно

холод­

при

при

.

.

увеличе-

росту твердости

отож­

женныx сплавов.

Таким образом, повышение сопротивления деформированию стали в результате закалки обусловливается, с одной стороны, 2 Заказ 313

17

~3

;4

I

~%C

Vo.Oll2%C

/

"

~L

,г.

~озг%с

/

10

Не

SfJ

30

20

Рис. 9. Связь между твердостью после закалки и величиной МИК· ронапряжений в сталях, содержащих менее

-, ~

ds

280 ~ 2БО

С

0,1%

~

(

н'(

С

2LiO

D 2,8( ~

2,'1

~

г-......

I...--..-.

з-: --,

2,0

~)

"-\

~ 16

~

.

1.2

е,

\

0.8 0,'1 о

V~

~

со)

t:j/·~

~

. 100

200 ЗОО Температура. ос

С\

'100

"

Рис. 1.0. Изменение тонкой структуры и НРОЧ­ ностных

характеристик

немного

закалкой

.

18 .

при'

О111ус!Ке

желеаовикеаевого

(25%

Ni)

у.!1 iР ОЧ ­

сплава

С

[33]

о

_.Р

-~

о

2,21----...---+----f----I-~~

~'"73IO~;;).--_+_--+_-__1~-.t\__J

360

1-----:0--+----+-----+---+----1120 ~--"--_.....I..__ _1 __

о

Рис.

11.

2.0

4,0

___L_ _

6,0

1.0 Соf)еРЖQнuе KpeMHulI. %

~ "О

10,0

Изменение твердости отожженных СП..1а·

вов, величины упругой деформации и хоподнодеформированных сплавов в сти от содержания Si

твердости за висимо-

углерода. Первый фактор дает вклад, мало зависящий от содер­ жания углерода, второй вносит тем больший вклад, чем выше содержание углерода в мартенсите. и является главным факто­ .ром, обусловливающим вые-окую твердость закаленной стали.

11.

ПРЕВРАЩЕНИЕ АУСТЕНИТА В МАРТЕНСИТ

Быстрое охлаждение стали, нагретой до высоких температур предотвращает

стенига

течение

диффузионных

Однако аустенит

температуры

-

в

процессов

не переохлаждается

процессе

охлаждения

он

распада

до

ау'

комнатной

превращается

в

мар

тенсит. Твердый раствор углерода в 'У-железе превращается

пересыщенный твердый раствор углерода в а-железе, сущест ~ вующий только В метастабильном состоянии. Превращение за­ ключается лишь в изменении упаковки атомов без изменения

концентрации

твердого

раствора.

Мвртенситное превращение

обладает рядом

резко отличающих его от всех других

состоянии. Превращение аустенита в мартенсит в котором эти особенности были обнаружены. оказалось,

имеют

что

место

во

превращения

многих

с

такими

металлах

и

особенностей:

превращений в твердо

было первым В дальнейше

характерными

сплавах

и

чертам:

являются

одни

из главных видов превращений в области температур, в которо

процессы диффузии и самодиффузии протекают медленно, В 'настоящее время все превращения этого типа называют мар­ генситными.

Известен ряд особенностей мартенситного превращения [34Однако основным его признаком, определяющим и все дру­ гие особенности, является своеобразный механизм образования

37].

кристаллов новой фазы, а именно КQQперативно.е и закономерное перемещение атомов, протекающее так, что они смещаются один

отн-осительно

другого на

расстояния,

не

превышающие

меж­

атомные; в результате жеперестройки атомов получается макро скопический сдвиг (изменение формы превращенного объема Е

виде макроскопического сдвига)

[35, 38]. Внешним признаком та­

кого механизма является рельеф '11а полированной поверхности, образующийся в результате превращения. Коопер ативносгь, Т. е, взаимосвязанность и упорядоченность атомных перемещений при перестройке, обусловливает возможность превращения при низ­ ких температурах, при которых диффузионные персмещения ато­ мов весьма

редки.

Сдвигевый характер перестройки решетки обусловливает воз­ никновение больших упругих деформаций в процессе роста кря-

20

Сl-.1ЛЛОВ мартенсита, большую роль напряжений в кинетике мар­ тенсИТНЫХ превращений и ряд других особенностей.

С механизмом образования кристаллов ноной фазы связана

а одна из главных о;:обеННQс-тей мартенситных превращений-е­ ограниченность и х потекания, обусловливаю­ распространение на область температур. БольШОЙ интерес, который с давних пор проявляют металлур­ 1'И к превращению аустенига в маргенсит, обусловливается, с од­ ной стороны, необычным его характером, с другой стороны, тем, что с ним связана проблема закалки стали. Для понимания при­ роды этого пре~ращения нео~ходи~о установить, что именно яв­ »яется причинои и движущеи силои превращения, каков его ме­

ханизм, а также выяснить причины следующих главных особен­ ностей кинетики превращения: а) большая скорость образования отдельных кристаллов мартенсита и отсутствие их последующего

роста; б) сталлов

быстр-ое затухание процесса возникновения новых кри­ мартенсита

при

остановке охлаждения

и

распростране­

ние превращения на некоторую область температур. Кроме того, требуют объяснения и такие явления как

ано­

мальное влияние скорости охлаждения на протекание превраще­ ния

аустенита

в

мартенсит; протекание превращения

в

процесге

пластической деформации; стабилизация аустенита.

1. О ПРИЧИНАХ И ДВИЖУЩИХ СИЛАХ ПРЕВРАЩЕНИЯ Причины мартенситного превращения аустенита не отлича­ ются от причин в-сех других фазовых переходов 'в твердом со­ стоянии; в области ниже определенной температуры существует состояние твердого раствора с меньшей свободной энергией, чем при аустенитном состоянии. Так как мартенситное превращение ПРОИСХ'ОдИТ без изменения концентрации твердого раствора, то ОН'О

может

ной системе

рассматриваться

[35]. Аустенит

как

превращение

в

одн оком понен т

..

и мартенсит представляют собой с этой

тачки зрения кристаллические модификации твердого раствора, подобные полиморфным модификациям чистых металлов или хи­ мических соединений [8]. Свободная энергия 'каждой из этих мо­

дификаций

(РА

и

F м ) имеет свою температурную зависимость.

Точка пересечения кривых свободной энергии- (ТО) определяет ту температуру, выше которой устойчива' одна модификация-­ аустенит, а ниже другая модификация - мартенсит. Точка 1·0 определяется

химическим

составом

модификаций

твердого 'раствора

твердого

раствора

и

может

быть вычислена при наличии данных о 'тепл-овых свойствах обеих

[39, 40].

Для сплава железо-уг­

лерод температура То быстро понижается с увеличением концен­ трации углерода и выше определенного содержанвя углерода станови'ГСя ниже эвтектоидной линии.

При отсутствии диффузионных процессов

распада

твердого

раствора ниже То появляется движущая сила, делающая возиож-

21

ИЫМ переход А

-+М;

эта движущая сила тем выше, чем больше

разность свободных энергий аустенита и мартенсита

FА -

F м .'

Превращение, однако, начинается не сразу после перехода через ТО, а в точке М н' лежащей значительно (для сталей приблизи .. тельно на

2000).

ниже точки То (рис.

12). При нагреве мартенсита

т

Рис, 12. Схематическая диа­ грамма прямого и обратного мартенситного

твердого

превращения

раствора

различных

концентраций. То - температу­ ра метаогабильного равнове­ сия обеих кристаллических

То

модификаций твердого раство-

ра

i33]

I(онценmрация

выше точки То величина

F А.

становится

меньше

Fм

и следует

'ОЖ'идать обратного перехода мартенсита в аустенит [35]. Впервые обратное превращение мартенситной фазы в исход­ ную было обнаружено при нагреве р' -фазы в меднсалюминиевых сплавах [41, 42]. Благоприятными условиями здесь являются ма­ лая .скорость распада твердого раствора (при охлаждении и на­ греве в воздушной среде распад не происходит) и малый гисте­ резис превращения (несколько десятков градусов). Мартенснт­ иый характер обратного превращения р' Pl был установле.н в работах, опубликованных в 1937-1938 гг. [43, 44]. В других слу­ чаях мартенситных превращений, при наличии необходимых ус­

-

ловий, также удавалось наблюдать обратный переход [35, 38, 47J. В сталях наблюдать превращение мартенсита в аустенит трудно

даже при очень больших скоростях нагрева, вследствие большой скорости распада мартенсита. В результате обратного мартен­ ситного превращения, так же как и прямого, возникает рельеф

на полированной поверхности

(рис.

13, 14) [45, 46].

Обратный

мартенситный переход наблюдали в безуглеродистых сплавах железа. Распад твердого раствора здесь происходит очень мед-

·22

.ленно. Результаты исследований обратимости мартенситного npевращения в сплавах 'жел~а указывают 'на на~'Ичие большого 'гистерезиса, превращения,

характерного,

хода гранецентрированной решетки

в

по-видимому, для

пере­

объемноцентрированную.

Рис. 13. МартеН{jИТНtое превращение 'П1рИ охлаж­ девии и нагреве. Оплав Fe-Ni (зоо/о).х 150 [46]: а - рельеф после охлаждения полированного шлифа в жидком азоте; прямое превращение 1-+(1; б - тот же образец после полировки, . быстрого нагрева до 6000 и последующего охлаждения в воде; рельеф обратного иревращения а-+1

Этот большой гистерезис затрудняет экспериментальное" опреде­ ление ТОЧ1КИ ТО. Главной причиной 'наличия гистерезиса является возникнове­ ние значительной энергии упругих деформаций (<<упругая энер­ гия») в процессе образования кристаллов мартенсита. Требуется большое переохлаждение, чтобы выигрыш 'в свободной энергии из-за изменения решетки мог компенсировать упругую энергию.

23

Известно, что

превращение A~ М возможно выше точки М Н

при пластической деформации аустенита. Вместе с тем, чем боль­

ше удалена температура деформации от точки Ми степень деформации

Рис.

,

тем большая

нужна для превращения А -+ М,

а

выше

14. м ар те нситно е иревращение при охла­ 13,

ждении и нагреве. Сплав тот же, 9ТО на рис. но другой участок шлифа: а и б см. рис. 13

определенной температуры

никакая

пластическая

деформация

уже не может его вызвать [48]. С точки зрения описанных выше представлений о движущей силе мартенситного превращения пластическая деформация мо­ жет вызвать образование мартенсита только в той области тем­

ператур, в которой решетка мартенсита термодинамически

более

устойчива, т. е. ниже то. Таким образом, определяя температуру деформации, при которой аустенит еще переходит в мартенсиг.

24

МЫ можем более точно сказать, ниже какой температуры мартег сит является термодинамически более устойчивым. Выше То пластическая деформация может оказывать обрат ное действие, т. е. вызывать переход мартенситной фазы в аусте НИТ при температурах ниже обычно наблюдаемого нормально-гс перехода при нагреве.

Это позволяет экспериментально определять температуру, вы­

ше которой устойчив аустенит,

Таким способом оказалось

воз­

можным определить концентрационную зависимость ТО для спла­ БОВ

Co-Ni,

а также температуру То для сплавов

Fe-Ni [40, 49].

С точки зрения изложенных представлений 'напряжения, игра­

ющие большую роль в превращенииаустенита в мартенсит, сами по себе не могут рассматриваться как причина и движущая сила превращения, Они влияют лишь 'на его кинетику,

2.

О МЕХАНИЗМЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ

а. О б р а 3 о В а н и е к ри С Т а л ло В к а к

перестройка

М а р тенсит а

решетки

Мартенснтное превращение, представляюшее собой образо­ вание 'кристаллов новой фазы внутри 'старой, должно протекать,

как и все другие процессы подобного рода, путем образования

зародышей и их дальнейшего роста. Экспериментальные данные о превращении аустенита в мартенсит, в особенности аналогия образования кристаллов мартенсита с образованием деформаци­ онных двойников [48] и строго закономерная ориентировка ре­ шетки мартенсита [9], привели 'к представлению, что рост кри­ сталлов мартенситной фазы состоит в вакономерной перестройке решетки, при которой атомы не обмениваются местами, а лишь смещаются один

относительно другого на

расстояния,

не

превы­

шающие межатомные [35, 38, 50]. Подтверждением такого пред­ ставления было установление того факта, что в случае, когда исходное состояние является

упорядоченным твердым

раствором,.

то и мартенситная фаза также представляет собой упорядочен­ ный твердый раствор. На основе такого представления о меха­ низме можно было заранее рассчитать координаты атомов обо­ ИХ элементов, входящих в твердый раствор, в элементарных ячей­ ках мартенситных фаз (например, у'-фазы сплавов Cu-Al и а/-фа­ зы сплавов Cu-Zn) ~ Вычисленные положения атомов были под­ тверждены экспериментально [51-53].

Представление о правильной перестройке позволило понять

большую скорость образования кристаллов мартенсита. «скач­

кообразный» характер их возникновения. При таком механизме НЕТ необходимости в диффузионных перемещениях атомов, ско­

Рость которых для железа при температурах ниже 3000 очень ма­ .па. Сама перестройка должна осуществляться таким образом, чтобы в результате ее могли произойти перемещения материала СДВигового

характера,

которые обнаруживаются

изучением

мик-

25

рорельефа, возникающего при превращении на полированны: поверхностях [37, 46, 47]. Атомноструктурный механизм пере стройки должен удовлетворять экспериментально полученныв христаллогеометрическим соотношениям мартенсита и аустеRИТ~

(ориентировка решетки, ориентировка пластинок, направление ] величина сдвига) [37]. В настоящее время детали механизма ецк нельзя

считать

б.

установленными.

С о п р я ж е н н 10 С Т Ь и

реш е т о к

мартенсита

при

а у с т' е н и т а

росте

ОДНИМ из существенных предположений о характере пере стройки атомов является представление о. том, что 'во время П~

.рестроЙки сохраняется когерентность или сопряженность решетками аустенита и растущего кристалла мартенсита

междj

[35].

J

При таком положении, в случае сдвигового характера пере стройки решетки, должны возникать большие напряжения сдви га,

увеличивающиеся

при

росте

кристалла

мартенсита.

Большая скорость роста имеет место лишь при сохраненив когерентности, Она обусловливается кооперативным характеров

перестройки, когда перемещения атомов единообразны и вэаим

'НО связаны. При достижении определенной величины напряжеnи~ происходит

порядка

в

разрыв

когерентности,

расположении

атомов

и

т.

е.

нарушение

исчезновение

на

гранищ

сопряженность

решеток. Нарушение когерентности должно приводить К прекра щению роста, так как неупорядоченный рост, обусловленный НН: ливидуальными,

некооперативными,

низких температурах,

перемещениями

происходит с весьма

v

малои

атомов

прз

скоростью.

~ 1

Предположение о когерентном росте позволило ОБЪЯСIНИТ~

С одной стороны, большую с'кор?Сть образов~,ния отдельных кри сталлов

мартенсита,

а

с

другои,

-

отсутствие

их

последующег

роста вследствие нарушения когерентности. С когерентностыо ~ возникновением напряжений связана и форма мартенситног кристалла. Она должна быть такой, чтобы при данном его объе ме возникающая В результате превращения энергия упругой деj формации была минимальной,

в. Т е р м о у пру г о е и

упругие

р а в н овес и е

кристаллы

мартенсита

Представление о когерентном росте привело к предсказаник и

(последующему обнаружению явления

весия»

при

мартенситном

мартенситной фазы.

превращении

«термоупругого и

«упругих

.

равно­

кристаллов»

-

Возможность такого явления вытекала из следующих сообра­ жений. При сдвиговом характере перестройки во время роста кристалла быстро увеличиваются напряжения в области, окру­

жающей растущий кристалл. Движущая сила превращения опре­ деляется разностью свободной энергии сплава до и после изме-

:26

нения решетки. Однако при росте возникает значительная «упру­ гая энергия», быстро увеличивающаяся с ростом кристалла (с увеличением толщины пластинки). Пока эта энергия будет оста­ ваться по абсолютной величине меньше разности свободных энер­

гий обеих решеток, рост будет продолжаться. Если когерентность

при росте не будет нарушаться, то при некогором размере кри­ .стал.ла упругая энергия может сделаться равной разности сво­

бодных энергий обеих решеток. Тогдй исчезнет движущая сила

превращения, рост прекратится, и установится термеупругое

рав­

новесие [35]. Такой кристалл сохраняет способность вновь изме­ нять свои размеры при возникновении движущей 'силы. Послед­ няя

может возникнуть

при

изменении

температуры,

так

как

при

эТОМ изменяется разность свободной энергии обеих решеток. При ЭТОМ

понижение

температуры приведет

к

росту

кристалла,

а

по­

вышение- к сокращению его размеров [35]. Подобное явление действительно было обнаружено при мар­ -генситном превращении Рl ~ у' В сплавах Си-Аl с добавками Мв или Ni (рис. 15, а и б), а впоследствии и в некоторых других сплавах.

3. ОБ гсловвях ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ НОРМАЛЬНОГО И

МАРТЕНСИТНОГО

МЕХАНИЗМА

ПРЕВРАЩЕНИЯ

в стали и других эвтектоидных сплавах возннкаюшие в ре­

зультате мартенситного превращения фазы являются метаста­ бильными: мартенсит стали; фазы р' и у' сплавов Cu-Al; фазы (3' и ~" .сплавов Cu-Sn; фазы (3' и а' сплавов Cu-Zn [35]. В чистом железе, легированном железе, а также в кобальте, цирконии, ти­ тане и сплавах на их основе в результате мартенситного превра­

щения образуются

Переход твердого

фазы,

стабильные при

высокотемпературной раствора

в

низкой

кристаллической

низкотемпературную

в

этом

температуре.

модификации случае

может

быть осуществлен двумя способами: образование кристаллов но­ вой фазы может протекать или путем неупорядоченных диффу­ эионных переходов отдельных атомов, подобно росту кристаллов при рекристаллизации, или путем закономерной 'кооперативной Гiереупаковки атомов, Т. е. по мартенситному механизму. Первый способ возможен, когда температура равновесия находится в 06-тасти достаточно высокой окорости самодиффузии; это относится, например, 'к чистому железу или к легированному железу, если

точка То не сильно понижается в результате легирования. В про­ ТИВном случае. превращение ПрОИСХОДИТ только по мартенситному

механизму. Так как диффузионные перемещения атомов могут

'быть задержаны быстрым охлаждением, то в чистом железе и легированном железе,

в

зависимости

от

скорости

охлаждения,

1\fОЖно ваставить превращение протекать по первому или второму

~lе~анизму '[16-18]. При быстром охлаждении нормальное пре­ ~ращение подавляется, и иревращение протекает ниже мартен-

27

<:n

Е-

~ <J

::s: ::r:

Е-

Q) о-

~

~

~ ~

:iS ~

f-

e::t::S:

~(,J

5" О

C'I

t-Х

~

:s:

-е

r:: :3 ~ (-

::s: () ~

~

Q)

>.

:r

са

о

с

r::

t':

с:

о

:,

:<

~

с.

м Q)

:::.:::

(\,)0.. ~

~

>..

::s: L-,

о,

t:: ~

1.1":;

~

cl:

29

за

Нагрев-в-

Рис

е» ~

Продолжение Упругие кристаллы мартенсита. Сплав Cu-AI-N. разные участки шлифа Х70 [120]

15

ситной точки, которая лежит значительно ниже точки ТО, вслед, ствие большого гистерезиса, обусловленного возникновением боль, шой упругой энергии при мартенситном механизме превращення, В легированном железе быстрым охлаждением легко подавить нормальное

превращение у ~ а

и

заставить

превращение

проте

..

кать по мартенситному механизму. Температурная зависимость скорости нормального превращения у ~ а могла быть измерена для

ряда

[16, 17]

сплавов

(рис.

16).

железа

с

хромом,

никелем

и

др.

Для сплавов с точкой Аз около

элементами

скорость

8000

~

~ ~ ~

100 ..--.,.--....,.-~-г-~--..---:::::J:~~т-~,---.-.-..,-- ....-г-, 90 1---+---4-:~-+---;:r~~-;--~r---t

~

801--+--~~-+~-+~~:"""-~~~-:--;--::-~T71

~

701---+---,I-+----:A--~~:;a-t~-~~F~r-~...-1

~

бо~-+l---+-~-t-~-+~;Lt--г--t---:;;~-I-I

~ I

~

t::J

~

.~

jO

~

401J----J-+--/-~~___h~_+-_+-_7'1F_-+_-r-T-1

l~

10~~:t:=;II!~;.f=-~q.---+----:"""==----i--t--Г-I---'

~~ 20 '> :;,

600

101---t..J-,JtL,~~~~-_+--+---:::i::::::;;;;;;;;:i8II""""'F~r-Т-1

580' а O~~I;;;;;;~~~b=!!!!!!!!!!!!t;;;;;;;;;;;~:=!!~:=!!~=~=:t===:I

10

1S

20

25

30

35

4S

40

во

8ре",я. мин

Рас.

16.

превращения

Кинетика преврашения 'у -+ а в лэплаее

+ 2fJ/o

с

Ni

(А\.з

пониженнем

= 8300,

Мн

Fe

+ 70/0

Cr

+

= 4450) 117]

температуры

сначала

растет,

дости

гает максимума около 7000, а затем падает и делается очень ма лой при температуре ниже 5500. Мартенситная точка дЛЯ эти . сплавов лежи! при температуре 400-5000. В чистом железе, а также железе, легированном вольфрамом" молибденом, кобальтом, скорость превращения у ~ а очень вели ка, и температурная зависимость не могла быть измерена. В эти сплавах

трудно

подавить

нормальное превращение и

лзакалитъ

сплав на мартенсит. Однако в чистом железе удается значителы1 но

снизить скорость нормального превращения путем

предвари.

тельного высокого нагрева у-железа. В этом случае удается прт резком охлаждении осуществить превращение у

--+

а

по

мартен

ситному механизму [20]. В титане 'и цирконии также могут иметь место превращения ПО обоим механизмам в вависимости от условий охлаждения, В кобальте, благодаря низкому положению температуры раВН()1

весия, превращение осуществляется только по мартенситному ме] ханизму; однако превращения по обоим механизмам могут иметь место в кобальте, легированном эл~ментами, повышающими температуру равновесия а ~ р.

."

32

4.

а ТЕМПЕРАтурная ЗАВИСИМОСТИ СКОРОСТИ ПРЕВРАЩЕНИЯ

.

Установление термодинамической причины превращения при­ ВeJl О К заключению, что и образование зародышей не является атерМ.ически·м процессом, Т. е. что скорость образования заро­ дышей, как и в-сех других превращений, должна зависеть от энер­

гии тепл'ОВЫХ колебаний атомов Детальные

исследования

[35].

мартенситного

температурах ниже комнатной

[54]

превращения

при

действительно привели к об­

наружению температурной зависимости скорости превращения А -+ м. Оказалось, что в этой области температур исчезают не­ которые явления, которые считались характерными для

мартен­

ситного превращения. Было установлеао, что: 1) превращение здесь может длительное время протекать изотермически; 2) ско­ рость превращения зависит от температуры и уменьшается с ее

пониж-ением (рис. 17, а); 3) превращение может быть подавлено полностью путем быстрого охлаждения до температуры жидкого азота; 4) аустенит, переохлажденный быстрым охлаждением до температуры

жидкого

азота,

превращается

в

мартенсит

при

на­

греве до комнатной температуры со скоростью, зависящей от тем­ пературы (рис. 17, б). Вместе с тем было показано, что и в этой области температур сохраняются следующие характерные черты

мартенситного

пре­

вращения: 1) кристаллы мартенсита в стали растут с огромной скоростью (в плоскости ,пластины мартенсита) и при низкой тем­ пературе; 2) превращение аустенита в мартенсит распространяет­ ся на область температур, при остановке охлаждения превра­ щается

только

некоторая

часть

аустенита,

иэотермичеокое

пре­

вращение затухает и прекращается, а дальнейшее превращение

протекает лишь при более Н1ИЗКОЙ температуре [54, 55]. Температурная зависимость скорости превращения опреде­ ляется температурной вависимостъю скорости образования заро­ дышей

мартенсита,

а

прекращение

изотермического

превраще­

ния - прекращением образования зародышей, способных расти при данной температуре. Уменьшение скорости превращения с понижением температуры показывает, что тепловые колебания атомов играют 'В образовании зародышей мартенсита важную роль. Возможность переохлаждения аустенита некоторых сталей ДО температуры жидкого азота указывает на то, что при малой ВИбрационной энергии атомов образования зародышей не проис­ ходит. Преврашение, однако, начинается при нагреве, как только энергия тепловых колебаний становится достаточно большой. Оно ПРотекает тем быстрее, чем выше температура, Т. е. чем выше эта энергия, что свидетельствует о термическом характере образова­ ния зародышей.

Важным для понимания природы превращения является

то,

Что температурная зависимость скорости образования зародышей Имеет такой же характер, 'как и во всех других фазовых превра­ Щениях [56-58]: скорость изотермического превращения ниже 3 Заказ 313

зз

ь­

-'' 00 R ; >.

,d>-о--~rJI--<>---о-~~-о-...-о--о---о--о--~-о---о---е~-о---d • 16 О о ~

~

O-O-~~.&.-_---I"---_~"---_-.L_ _- - L ._ _

Рис, а

-

17.

Изотермическое

превращение

- '800 ~ o~ --.a..._ _--L.._ _......L.----J- 200 ~ 1'10 (60

аустевита

ценой стали

[54]:

превращение при различных температурах (0,1'/. С;

. при - 1590

после

переохлаждения

в жидком

азоте

в

мартенсит в

6,5'/, Мп): (0,6'/. С; 6%

б

-

Мп;

маргаи­

превращение

2'/.

Си)

итной точки сначала растет припониженин температуры)­

мартенсет максиму'ма, а затем понижается (рис, 18, 19). Однако Д ос ти г а об ' ИТЬ С'корОСТЬ изотермического превращения во всеиласти u

~=:~~aтyp не удается, если мартенситная точка не находится на

достаroчню

щей

ветвИ

низком уровне. Скорость превращения на нисхоu

КрИВОИ

,

u

температурнон

зависимости

;:меряется при температурах ниже минус

{И Х

теМПlературах энергия тепловых

500. u

скорости

легко

При более ВЫСО-

колебании становится уже

1 u u б настоЛЬКО большои, что при остановке охлаждения .в этои о ла-

ети в короткий промежуток времени реализуются все зародыши,

которые могут образоваться при данной температуре. На восходящей ветви кривой медленное образование зароды­ шей ПрОИСХОДИТ ноемного ниже мартенситной ЮЧКИ, а при охлаж­ дении на несКОЛЬ1КО десятков градусов ниже точки Ми скорость процесса становится неизмеримо большой. Малая скорость пре­ вращения вблизи мартенситной точки обусловливается большим размером критического зародыша (большой работой образова­ ния зародышей), Т. е. необходимостью возникновения больших термических флуктуаций. При удалении от точки М н работа об­ разования зародышей быстро уменьшается и скорость превра­ щения растет. Поэтому для обычных сталей изотермическое пре­ вращение А -+ М наблюдается только в районе несколько ниже точки Ми и в районе ниже минус 500. В промежутке имеется об­ ласть температур, в которой изогермнческое превращение про­ текает с большой скоростью (рис. 19, сталь с Ми = 1550) [57]. При температурах ниже минус 500 фактором, определяющим малую скорость образования зародышей и возможность наблю­

+

дения изотермического

превращения,

является малая энергия теп­

ловых колебаний; действие 'ЭТОГО фактора усиливается при пони­ жении температуры. В области же температур около точки М

фактором,

делающим

превращения,

возможным

наблюдение

изотермического

является большая работа образования

зародышей:

Действие этого фактора уменьшается при увеличении персохлаж-

.

дения.

С помощью понижения точки М н (путем соответствующего изменения состава стали) можно переместить область температур существенного действия

второго

фактора

в

район

температур

вблизи комнатной и сделать возможным измерение скорости изо­ теРмического превращения вее максимуме.. В этом случае 01'СУТ­

ствует область 'С кажущимся атермическим характером превра­ щения. Кривая зависимости скорости превращения от температ у р ы приобретает .нориальный характер (рис, 19, ,сталь С

М н = 850)

(57]~' ' Таким образом, тепловые кодебания 'атомов играют большую

роль в Кинетике образования зародышей мартенсита, как и пр,a.i ДРУГИХ фазовых превращениях. Большая скорость образования заРодыuшей при таких низких температурах, как комнатная, при

КОТорои диффуаионные процессы заморожены, определяется тем. 35

3 * " ' "

с..:> ф

гв-ы-м»

. nr~Hl5

I

I

ОП

~

....

r~

~

I

I

\

~

I 1~

~so Рис.

О

18.

скорости щения

I

v

.:::::.,

.

111

/

~ 12

~ 10

1,

~ 8 2.

l'

01 I V gf I~ 1 . /0

~ 6 at

~ 4

&JL~A -50

-fОО

-f50

ТемnератlJра, ее

Температурная

аавиоимость

мартенситными

о

-200 начальной

мартенситного

железо~ельмар,ган,це.вых

~ ~ 2 "g ~ о

сплавов

оревра­ с

рае-

точками:

1 - Н23ГЗ (22,7% Ni; 3,111/. Mn), Ми-О+ 120; 2 - Н23Г4 (22,5% Ni; 3,4i'/••\\n) , Ми == _30°; 3 - Н24ГЗ (23,8% Ni. 3,20/. Mn), Ми = _55° [57]

Рис,

I

,

\

,

\ ~

/ /:

~

изотермического

личными

I

;" ~f6 ~

=v 1

F'e-C-Mn

~

~

i ; 4\0

J

.~.

~ го

~

- 1-'- \

20

...

.~

\\

,

~ \ \3 ~\

g

o~

,

\

,~\

19.

~

О -50 - '00 -/50 Температура, ос

+200 +150 +100 +50 Температурная

приведенной

скорости

вавиоимость

-200

начальной

изотермического

мартен­

ситного преврашения марсенцевых сталей с раз-

личными мартенситными точками [57]: 1 - (0.85./, С, 2,21/. Мп), М н=-+ 155°; 2 - (0,95% С, 3,5% Мп), Ми == + 85~; 3 - (0,700/. С, 6,5% м», 20/. Cu), М = _500 [57] Н

что необходимые для образования зародыша мартенсита атомные перемещения требуют меньшей энергии активации. Последнее, по-видимому, связано с малыми

относительными

перемешениями

атомов и упорядоченным характером этих перемещений при воз­ никновении

мартенситного

зародыша.

Малая скорость образования огромная окорость

роста

зародышей

кристаллов

и

мартенсита

наряду с этим при

темпера.ту­

рах эначительно ниже комнатной указывают на то, что при ро­ сте кристаллов мартенсита требуется очень малая энергия акти­ вации, т. е. преодоление очень малых барьеров. По-видимому,

величина барьеров уменьшается в процессе роста кристаллов в связи с возникновением напряжений на границе растущего кри­ сталла [59]. Поэтому на начальных стадиях скорость роста кри­ сталлов может быть и не столь большой, какой она становится уже при видимых в

микроскоп размерах кристалла.

Напряжения могут действовать

неодинаково в направлениях

в плоскости пластины мартенсита и в направлениях ей перпен­

дикулярных, В последнем случае они могут приводить 'к повы­ шению барьеров и замедлению процесса роста.

5.

О

ПРИЧИНАХ РАСПРОСТРАНЕНИЯ

ПРЕВРАЩЕНИЯ

НА ОБЛАСТЬ ТЕМПЕРАТУР

Одной из главных особенностей мартенситного превращения является 1'0, что 0110 распространяется на область температур и при любой температуре в этой области только часть исходной фазы переходит в новую. Так как кристаллы мартенсита после достижения определенных размеров уже не растут,

то прекраще­

ние превращения означает и прекра.щение образования зароды­ шей. Вопрос опричинах прекращения образования зародышей при наличии исходной фазы является одним из главных вопросов теории мартенситных превращений, Возможны два рода факторов, обусловливающих это явление: 1) в результате образования мартенсита состояние оставшегося аустенита изменяется так, что в нем затрудняется образование новых зародышей или их роет; 2) зародыши возникают не в лю­ бой точке объема, а лишь в некоторых его участках, отличаю­ щихся по своему состоянию так, 'Что образование зародышей в них облегчено. Факторами первого рода могут быть, например: возникнове­ ние всестороннего давления, понижающего точку ~MH; возник­ новение нарушений строения, затрудняющих образование заро­ дышей критического размера или их рост. К факторам -второго рода относятся: наличие неоднородностей состояния аустени­ та, - таких как замороженные флуктуации концентрации рас­ творенного элемента;

различного

рода

несовершенства

строения,

вызывающие локальные напряжения, способствующие уменьше .. нию работы образования зародышей новой фазы; напряжения

31

сдвига, с областью ОДНОрОДНОСТИ

напряженного состояния раз .

мером порядка' размеров 'кристаллов мартенсита и т. п.

Факторы первого' типа едва 'л-и могут иметь значение на на­ чальных этапах мартенситной кривой, так как при малом коли­ честве

мартенсита

едва

ли

МОЖет

существенно

изменяться

со­

стояние всего непревращенного аустенита. Однако они могут играть существенную роль во второй половине мартенситной кривой. Поэтому в первой ее половине главную роль ДОЛЖНЫ играть' факторы второго типа. При переходе через точку М Н сна­ чала реализуются участки, в которых работа образования заро .. дышей, в связи с благоприятным отклонением структуры или концентрации оказывается наименьшей, После реализации этих мест процесс остановится. При дальнейшем пониженин темпе­ ратуры

размер

критического

зародыша

уменьшается,

вследствие

чего делается' возможной реализация других участков, благопри­ ятных для образования зародышей. Результаты исследований влияния предварительной пласти­

ческой деформации аустенита при температуре выше ТОЧКИ М н t не вызывающей непосредственного превращения [60], (рис, 20) а также влияния нейтр'ОННОГО облучения на кинетику последующе­ го превращения аустенита в мартенсит [61] (рис. 21), 'подтвержда­ ют представлениео том, что зародыши мартенсита образуются не во всем объеме, а .в местах с отклонениями структуры (УГ сред­ ней. Оба эти воздействия на аустенит вызывают появление струк­ турных нарушений, облегчающих образование зародышей. Од .. нако эти нарушения неустойчивы и постепенно исчезают в про­ цессе выдержки да.же при комнатной температуре (быстрее' при повышенных температурах) (рис. 21, 22). Последнее обстоятель­ ство свидетельствует как о больших местных напряжениях, так и о малых размерах этих участков, являющихся мостами облег­ ченного образования зародышей. Частичная релаксация таких напряжений может происходить при сравнительно Н1ИЗКИХ тем­ пературах, таких как комнатная и даже ниже.

В результате пластической деформации или нейтронного об­ 11 нару­ шения строения другого типа, затрудняющие превращение, Эти нарушения исчезают лишь при высоких температурах (рис. 22). Можно предполагать, что к таки-м нарушениям относятся, на­ пример, нарушения на границах областей когерентного рассеяния или другого рода скопления нарушений строения, затрудняющие кооперативные перемещения атомов при образовании зародышей лучения, а также в ходе самого превращения возникают

или уже

на

начальных стадиях роста, пока

размеры кристалла

еще малы и рост его не вызывает еще достаточно 'больших на­

пряжений, облегчающих дальнейший рост. Нарушения строения, подобные тем, которые вызываются пластической деформацией, возникают и в результате образова­ НИЯ кристаллов мартенсита в области, окружающей кристалл, что должно приводить к облегчению образования новых зародышей ЗВ

7ro----т----т---.....,...------..,--_

5 o-e61------t---'"--+----'"-+t;j"

~.,._:;;_--+__I

~

:::::s

~

~ S~--+----::;~-~::::3t"""~..-.--+---+--I

*"'2 t:j'

Е:

t----+---..-~

§-

-==~1__-4

~ ц ~-.,..--;,~--+---+-----+---+---I

~

~

:::::s

~ (О t-----::~--1---......_.-____j1__-4

е:

~

~ J г1'Jt---t---+---f----+---_+_...,

§-в ~ t-#---+----+----+---+-----{

t;)

~

6 t--~

~

~

_+_-__+--+__-_4

-7.Е

---

~

~

~ а Io--....;.-=:;;;.~~---t----+-~~

~

O----_-.Io_ _"""--...I.К.I._ _..L.-.I -150

-/00 -50 TCMnepamypa

l

ос

О

5

+50

.~

20,-----...----r----т----.,----,

~

6

~

Рис.

20.

ние,

оказываемое

ное

Активизирующее на

преврашение

~ э 161---1-----+-1---~---+-----1 влия­ 9

мвртенсит­

относительно

слабой пластической деформацией

( Ф == 8%)

И тормозящее влияние

относительно

ской

'высокой

деформацlJlJИ'(ф

плаетиче­

==

17%)

В

сплаве железо-хром-никель Х17Н9

Ст; 9,1 О/О Ni); температура деформации 100°:

(17,20/0

~,.:

~q

~12 I - - - - I - - - - - : f - - - - - t - - - t - - - - t - - - - ;

~

~

~

~

8

J---.J----:1,...--+-----fc--~.+-+_--___1

Q.;

~

а - кривые глубокого охлаждения и нагрева; б - изотермы: в кривые тем­ пературной зависимости начальной ско­

-

~ ц ~-+-----*-_+_---+--_t.-t_+_--__.

рости

мартенситноro

~

изотермического

превращевия

[103]

~

~

~

-200

-150

- 100

-50

о

Температура. ос

39

~ о

10.

I

I

I

I

,

а

tD.

~

i

r

I

5

I

15

t:i

~,\~ ..zz.tOI1&l I~

Е:

:::s

(·2211 ОНII

~

::t

~ ~

t:s ~

~ Е:

~

~

~

~

101. 01

-200 Рис,

I I

-150

I

I~. ID

I

I

-

I I IAU

-100 -50 О +20 Температура·, ос"

s

01 -(00

I -(50

I -100

Темnе"mljра. 'С

_~ • • ·~O

21. Влияние нейтронного облучения на мартенситное превращение !П!рИ охлаждении и нагреве:

а - активизирующее влияние облучения на превращение в марганцевой стали SOГВ (0,48% С, 7,"'1. Мп. 2,2'/. Сц}; гормозящее влияние облучения на превращение в сплаве желеэо-инкель-мврганец Н22ГЗ (22,iO/ , NI, З,~% Мц)

6(61)

I

-10.

20rI-----т-I-----,Iг-----~I---I

·

nvt·6,5·fO'lf,z

i

I

~~

I

7'

I

nvl·O

I

I

V

I

I /

1-1

I

1

I

I

~ ~

~Ol ~ с:::

е:

~

'9#

~ 10 ':Ъ:::

~

I

/'

J

I

~

~

~

~

:-401

~ ;:,.

,

~

~ 51

~

1/

I

~~

I

r

О. О

~

I

I

100

200

300.

'100

500.

I

1

F=: -50I

\

I :

·00.

О

Рис. 22. Изменение эффектов глубокого охлаждения (а)

J

._-

(ао

I

•

I

гuо

JOO

'100

---

~~

500

Температура откива. ос

и мартенситной

600

ТОЧКИ (6) облу-

ченных образцов. в результате отжига при различных температурах. Опявв желеао-никель-

l I!r

марганец

I

I

600

Темnераm!lРа, ос

•

I

~

е ~

~

,

~--- --I--o---~-----

а

I

•

5

~:201 ~ ~ 15 Ni::

I

(22,4%

Ni, 3,48%

Мn)

[61]

(рис. 23) . По-видимому, с изменением распределения этих на .. 'рушений и уменьшением локальных напряжений (пиков напря .. жений) при выдержке связано явление стабилизации аустенита

1

при остановке охлаждения.

Большая плотность зерна

аустенита

нарушений

возникает

в

кристаллического

результате

прямого

и

строения обратного

.мартенситного превращения, Наличие несовершенств структуры .зерна аустенита после обратного превращения легко выявляется 3O,.....---т---т---~-_

~ 25t---+---+-:::'IJIII'*C~+----{ «::;s"'

~ :::s

:~

.

20t-"""'---,,"-f----t---+-----I

:~

.~ .~

~

.~

~

23.

УlВеличение скорости изотер-

'rnРИ

-600

\МИlЧоокоrolМа,ртeJroИТНОГО

~ ~

.Рис.

f5,k----+---+----I-_---..I

'0

бокого охлаждения до раазичнъах тем-

ператур

Т',

I .ИИЮ

приводящего к

обрааова-

различных еначальныхэ количеств fd.артеНICита М нач- Оплав желеэо-никель.марганец (22,40/0 Ni; 3,40/0 Мп) [104]: J- Т'

4-

~.

превращення

после предварительного 'I'лу-

= - 1960; 2-

Т' = -

1100: 5-

Т'

= - 1750: 3- Т'

= -

1600;

без предварительного пере-

охлаждения

5t--~o--t----+----+-----&

O~'--Ao.---------'---~

ц

8

Время.мин

.по сильному

'6

12

увеличению

траеимости участков,

испытавших

пре­

вращение' (рис. 24) [62]. Локальные напряжения при этом не могут быть велики вследствие высокой температуры обратного .превращения, Такой характер структуры затрудняет образование .зародышей и их роет при последующем охлаждении ниже мар­

тенситной точки (рис.

25) [62, 63].

Экспериментальные данные свидетельствуют, что нарушения .правильной кристаллической структуры играют большую роль

В кинетике мартенситного превращения. Рост мартенситного за­ ~.родыша,

когда

его

размеры

-бодее легко протекает в

становятся

кристалле

выше

аустенита

критических,

с

наи­

правильным

-строением.

Однако зарождение кристаллов мартенсита в кристалле аустенита без нарушений строения сильно затруднено. Это, ПО-ВИДН· .мому, связано с большой работой образования зародыша при .кооперативных персмещениях атомов в идеальной решетке, вслед-

42

Рис. ~4. -Иэменение мик . . роструктуры

В

резуль­

тате

прямого

'и

ного

мартенситного

обрат­ прс­

вращения. Оплав желе:' эо-ввкель-кобадьт (31,50/0 Ni; 5,50/0 Со): а - рельеф врякого мартен­ ситного

превращения,

ченный

при

ратного

до

б-рельеф об ..

мартенситного

ращения,

полу­

охлаждении

-600: M=20Ok:

полученный

прев­

при

охлаждении до -600, поли. ровки И нагрева до 5800; М = .

=0:

8 -

после

мартенситного

обратного

превра IЦ е н и я ,

удаления рельефа полировкой И травления; темные участки соответствуют

сбывшим» кристаллам тенсита (наклепанному тениту) . Х200 [62J

мар­ аус-

43

~ ~

60

J

М·О

а

~

~

.,D'---

"

~

...

/

Е:

/

~C?

~12S

c::s ~

1·

~

~ :>

100

~

t

20

I 1

15~

=-

/

~ 50

10 м·зо%

~"5% ~~l6j%

О

-150

-100

-50

Температура. ос

I

\

\

" /

,

\

I

I

\ \ ~

Мo2t

in

%

~

~ 25 о

---175

~

r::::: -150 -125

~

\

\

/11 1

~ ~

О

"\

_)

~

~ЗО

/

I

~/50

~~

~

м-о

!~

::::s

~ 40

::::s 1:::\

tJ

4~ 17S

\ о

~

M.30%~ ~ ~

-юо

-15

Температура ос

Рис, 25. Стабилиэирующев алвявие фаеового наклепа различной степени

I

~ \" ~ I

(пояу­

никель-ма.рганец

а

-

мартенситное

превращение.

(23,40/0 Ni; 3,30/0

на кривые непрерывного глубокого охлаждения н нагрева; б

Мп):

Сплав железо-

- на температурную зависимость [105]

начальной скорости изотермического мартенситного -превращения

~

1-

~

~~

-90 -13

ченного в результате прямого и обратного мартенситного превращения различных

количеств фаз 'V и с) на последующее

о

r-

• О

ствие противодействия упругих сил. Поэтому необходимо очень большое переохлаждение ниже То, чтобы в результате увеличе­ ния ~p уменьшить эту работу и сделать возможным флуктуаци­ онное образование зародыша мартенсита 'в идеальной решетке .аустенита. Однако это переохлаждение может оказаться столь большим, что уже средняя энергия тепловых 'колебаний в этой области температур окажется малой для достаточно частого об­ разов-ания необходимых флуктуаций, Так как для мартенситного превращения эта область температур ниже 'комнатной, то в ау­ стениге с идеальной решеткой lIартенсиТ1Ное превращение при температурах ниже комнатной может совсем не пойти, несмотря на большое пер еохл аждение. Подобные условия, в случае перехода из жидкого в твердое состояние, приводят к эвасгекловыеанию жидкости. Это имеет место, например, 'в применении к салолу: хорошо очищенный или подвергнутый дезактивации примесей он не кристаллизуется, так как работа образования его зародышей становится достаточно малой в той области температур, в которой подвижность атомов

уже мала {54]. В этом случае для кристаллизации необходимо введение твердых частичек, которое могут облегчить образова­ ние зародышей, следовательно,

т. е. понизить работу образования привести

к

уменьшению

зародыша

и,

переохлаждения.

Температурная зависимость скорости зарождения кристаллов мартенсита показывает" что при образовании зародышей в за­

ранее «подготовленных» местах необходимы флуктуации энергии

для того, чтобы в этих местах образовался способный к росту зародыш. Это особен.НО отчетливо проявляется при низкой мар­ тенситной точке, когда быстрым охлаждением до температуры жидкого

азота

удается

полностью

задержать

превращение

(рис. 17, б). Это значит, что в «подготовленных» местах во вре­ мя охлаждения не успевают образоваться зародыши, а при тем­ пературе жидкого азота средняя энергия колебаний очень мала. Повышение же температуры, т. е. повышение энергии тепловых колебаний, увеличивает вероятность образования в этих местах нужной флукту аци и , а следов ател ьно, и вероятность образова­ ввя зародыша. Скорость 'реализации этих мест увеличивается с повышением температуры до тех пор, пока работа образования зародыша не станет расти быстрее средней тепловой энергии атомных колебаний, вследстане уменьшения переохлажцения. Тогда начинается падение скооости превращения с повышением температуры. Температурная эависимость скорости превращения свидетельствует о том, что в образова-нии зародышей критнческо­ ГО размера в еполготовленных» местах главную роль, так же как

и в случае других фавовых преврашений, играет энергия колеба­ ний атомов. Структурно подготовленные места, Т. е. 'места, в ко­ торых образ-ование зародышей облегчено, играют здесь ту же роль,

какую

играют

нерастворимые

примеси

в

кристаллизации

ЖИДКОСтей.

45

ОТПУСК 3АКАЛЕННОR СТАЛИ

111.

Явления отпуска свяэаны с процессами распада мартенсита. а

также

остаточного

аусте нита,

когда

его

количество

в

закален­

ной стали представляет. заметную величину. Пересыщенный твердый раствор углерода в а-железе яеляется весьма неустой­ чивым

состоянием

стали,

и распад

его начинается

уже при

ком­

натной температуре. Структурные изменения при отпуске зака­ ленной стали, связанные с переходом ее '~ двухфазную смесь. а-железа

и

цементита,

ока, от комнатной

-

протекают

до точки А С1

соответствует некоторое

при •.

всех

температурах

отпу­

Каждой температуре отпуска

состояние стали,

которое

достигается

в

сравнительно короткое время и которое очень медленно меняет­

СЯ при дальнейшем увеличении времени выдержка. С повышени­ ем

температуры

отпуска

эти состояния

постепенно

изменяются.

Однако наряду с постепенным изменением состояния с .темпепа­ турой 'имеютс~ сравнительно узкие области температур, .в 'кото­ рых состояние стали меняется значительно. Эти области отмеча-· ются эффектами на кривых и.зменения различных свойств при на­ греве. Процессы, происходящие в этих областях, получили 'наз­ вание первого, второгои третьего преврашенияпрн отпуске [65].. Положение этих областейвависит от скорости нагрева. При на­ греве СО скоростью около 100 в минуту они лежат приблиэитель­ НО в интервалах 100-150°, 250-3000 и 325--400°; однако про­ цессы этих иревращений могут практически аакончитъся в тече­

ние нескольких часов при температурах При более низких температурах

110, 250 и 3250.

для течения этих процессов

требуются уже очень плительные выдержки, быстро увелнчива­ ющиеся с понижением температуры, При повышении скорости нагрева эффекты смещаются. в сторону высоких температур. Однако первый и второй эффект смещаются до некоторого пре­ дела; второе превращение при достаточно быстром нагреве мо­ жет быть полностью задержано. . Кроме эффектов в этих областях температур;' : наблюдается

еще эффект при' температуре около 4500, особенно отчетливо проявляющийся на кривых иэменениямеханических ОООЙС1\В r661~ Изменения СВОЙСТВ .. закаленной стали ПРИ' отпуске обусловлива­

ются, с одной стороны, изменениями состояния твердого раство-

46

ра а, с другой - В'03никнов-ениемкарбидной фазы и изменением ее состояния. Эффекты второго превращения при отпуске обу­ словливаются

распадом

остаточного

аустенита

и

имеют

место

только при его наличии в закаленной стали.

1. ИЗМЕНЕНИЯ СОСТОЯНИЯ ТВЕРДОГО РАСТВОРА а. Две стадии

распада

м а р т е нс и т а

Рентгенографические исследования изменений кристалличе-· ской структуры вакаленной стали, обусловлнвающих эффекты изменения свойств в области температуры отпуска 100-150°, по­ казали, что последние овязаны с уменьшением отношения осей

тетрагональной решетки мартенсита и, следовательно, с выделе­ нием углерода из твердого раствора [4, 6, 7, 67, 68]. В результа­ те этого процесса возникает состояние стали с несднородной те­

трагональной структурой, с малым отношением осей гетрагональ­

ной решетки [67, 5]. Этот процесс является первой стадией распа­ да мартенсита П'ри отпуске. Отпуск в области температур 150-· 300° приводит к постепенному уменьшению. степени неоднород­ ности и величины отношенияосей, Т. е. к дальнейшему постепен-· ному выделению углерода из твердого раствора. Такое заключе­ ние вытекало из исследования изменений раэмытостн линий при

отпуске сталей с различным содержанием

1,4010 [69]. детально

углерода

-

от

0,1

до­

Характер обеих стадий распада мартенсита был более выяснен

кристаллов

[9, 13].

при

исследованиях

отпуска

закаленных

MOHO~­

Благодаря закономерной ориентвровке 'решет­

ки мартенсита по отношению к исходному аустенитумсжно было исключить ТРУД:НОСТИ, свяаанные С наложением линий дублетов.. тетрагональной решетки. Оказалось. что первая стадия распада имеет так называемый двухфазный характер'. Наряду с твердым' раствором исходной концентрации ПОЯВЛЯ1ется твердый рас11ВОР,

содержащий около 0,30/0 с. По мере протекания отпуска к·ол·иче-· CТIВO второго раствора растет за счет исходного [13]. Кинетика двухфазного распада исследсваласъ при температурах 80, 100 и 120° [70, 71]. Скорость процесса М·ОЖ1НО характериэоватъ време­ нем полураспада, т. е. временем, когда количество обоих твердых' растворов стаН1ОВИТСЯ одинаковым.

В табл. 3 приведены результаты определения времени полу­ распада для различных температур отпуска стали с 1 0/0 с. Для указанных выше температур и для комнатной' температуры зна­ чения этой велИЧИ1НЫ определены непосредственно из эксперимен­ та, а остальные -' вычислены по данным о температурной зави~,

симости скорости распада

[71].

При изучении отпуска электролитачески иаолированного !ПО­

решка мартенсита было обнаружено, Ч~О наряду с.двухфазным· распадом имеет место и однофаевый [72]". Первое", устанавлива­ лось по изменению соотношенияинтенсиеносги линиiЙ тегсаго­ нальных дублетов,

а второе-с- по иэменению. их рвестояния

по~ 4У·

добно тому, как это наблюдалось ранее для отпуска закаленных порошков стали [7]. Отсюда следует, что характер первой стадии распада

может несколько

изменятъся

в

вависимости

от некото­

рых условий. Таблuца

3

Время полураспада мартенсита при различных температурах

t,

ос

't

О

t,

O, 5

340 лет 6,4 года 2,5 месяца 3 дня

20 40 60 80

7

ос

't

O• 5

50 МИН. 8,0 » 2,3 »

100 120 140 160

45

сек.

час.

50 мин.

Возникающий в результате первой стадии распада твердый р·ас1'ВОР в основной массе имеет тетрагональную решетку с отно­ шением осей 1,012-1,013. Этому отношению соответствует около

С по кривой зависимости с/а от юонцентрации углеро­ да для закаленных сталей [13]. Твердый раствор с этой концент­ рацией обладает гораздо большей устой чивостью, чем исходный раствор. Дальнейшее уменьшение содержания углерода в раство­ ре при температурах 100-1500 идет весьма медленно [73]. Процесс постепенного выделения углерода, представляющий

0,25-0,30/0

вторую стадию распада мартенсита. распространяется на область

температур

150-3000.

В течение первых

часов

выдержки при

данной температуре содержание углерода в растворе достигает векоторого вначения, которое мало меняется при увеличении вы­

держни

[69, 73]. Остающееся

разных температур

отпуска

в растворе количество углерода для оценивалось

по

изменению

ширины

линий [69, 73], по изменению объема [74] и по изменению отноше­ ния осей тетрагональной 'решетки [13]. Точность этих определений невелика. Данные, полученные по ширине л нний , представляют собой эавышенные значения, а данные,

полученные по отноше­

ни-ю осеЙ,- эаниженные (табл, 4). После часового отпуска при 3000 в средне- и высокоуглеродистых сталях, по-видимому, еще

остается 'в твердом растворе около 0,1 0/0 с. в сталях, содержащих 0,4 О/О С и менее, отсутствуют эффекты

первого превращения при отпуске (100-1500) на кривых изме­ пения свойств. Отсутствие' распада подтверждается и кривыми изменения ширины линии при отпуске (рис. 26) . По-видимому, В этих сталях отеутствует двухфазная стадия распада и происхо­ дит

постепенное

выделение

углерода,

раопространяющееся

на

широкую область температур. Из данных об изменении ширины линии при отпуске можно ааключить, что в закаленной углеро-

48

ТаБАuца

4

Содержание углерода в мартенсите после отпуска при разных температурах,

по разным измерениям

Содержание углерода, Температура отпуска, ос

Время отпуска

по измерению

пара-

метров тетрагональ-

по измерению удельного

ной решетки

объема

% по измерению

ширины интерфер

ениионных

линиА

Комнатная

100 125 150 175 200 225 250

10 лет 1 чв,: 1 » 1 » 1 » 1 » 1 » 1 »

0,27-1,4 0,29-1,2 0,29 0,27 0,21 0,14 0,08 0,06

-

-

-

-

-

0,52 0,45 0,39 0,32 0,28

0,42 0,37

-

0,32 0,15

диетой стали с 0,1 о/о С выделение углерода начинается лишь при отпуске 'Выше 2500, ав сталях с 0,2 и 0,3 о/о С соответственно выше 2000 и выше 1500. б.

В л и я н и е л е г и р у ю Щ и х э л е м е н т о в Н а про Ц е с с в ы Д е л е н и я у г л е р од а и з т в е р Д о г о р а с т в о р а

СКОр'ОСТЬ протекания первой стадии распада мало меняется при введении легирующих элементов (Сг, Мо, W, Si). Время полу­ распада несколько увеличивается, Однако для получения такого же времени полураспада, как в углер'ОДИСТОЙ стали, температу­

ру требуется изменить всего на несколько градусов [86]. Что касается второй стадии распада, то наличие легирующих элементов

может приводить

к ее расширению

в сторону

высоких

температур на десятки и сотни градусов. Для углеродистой ста­ ли тетрагональную решетку можно наблюдать при, температуре не выше 275-3000 [13]. Для сталей же, содержащих некоторые легирующие элементы (как Сг, Мо, W, Ti, V, Si, Со), она сохра­ няется до 400, 450 и даже 5000 [14, 87, 88] (табл, 5, рис, 27); от­ сюда следует, что наличие этих элементов приводит к

повыше­

нию устойчивости пересыщенного твердого раствора углерода в а-железе при малом содержании углерода. Наоборот, наличие Мп и Ni несколько понижают устойчивость этого раствора. Подтверждением такого вывода являются данные по отпуску

сталей, содержащих менее 0,2 О/О С, легированных некоторыми элементами (рис. 28). В сталяхс 0,1 о/о С, содержащах Ti, V, ме, распад задерживается до

400-5000 [15],

а в области

500-5500

распад идет с образованием специальных карбидов и повышени­ ем твердости (вторичная твердость) (рис. 29). Высокая устойчивость малоуглеродистых сталей (0,14

Заказ

313

49

сл О

. 451 ВММ

1--."

i

'/8%С

I,,·г-­

-0--0-

1,'1 %С

~ f,OS%C, ',380;0 н

1,12

~f.О9%С, ',70%Мn

(10 ЗП I

I

~_'К

I

I

I

022%С

~ u

------...с

I

t

1,06 f,Oq

2,DI

I

I

'51

I

I

10· .о

,

,

100

200

'lJ'\: 1ft

I

I

ЗОО

I

I

I

I

'&

I

I

I

,

-оо

:Т=::' . .

,

500

600

700

Темnеоаmура ос

Рис. 26. Изменение ширины лини-и

(V~ f(J(J

(112) при 0М,У­ [69]

, 300

, '100

Температура, ос

I

500

Рис. 27. Влияние тигана и марганца на про. теканне

оке.сталей с раеличным содержанием углерода

,

200 второй

стадии паслада сита [14].

мартен­

I

Rc 45 аюхс.

40

/~

Qff%C --..~

.... 35

1\

30

0,50% п.

"""""'g"'"

\~

.2S

LI

20

100

Рис.

B:!11,MI'1

28.

200

r

500

закаленной стали с

1

аое ъс

I

З5

Температура, ос

600

700

Влияние титана на раслад мартенсита при ОТ­

пуске

I

\

300' 400

t

I

~>r--~--_

С

0,10/0

[15]

I '1, 7' % сл

I

I ....._____

0,04" %С 1. 16ro мп

~,

3,2

г-,

" '~~

,,

\

~o.042%C 2.8 ->-._._._._-

----ц..~

24

\

~,

,.,,)

\

'-

\) \

~.

г»

о

Рис.

100

29.

200

300

400

Температура. ос

Отпуск закаленного железа с

\

\

\,

А

500

500

0,040/0

С

[15]

51

с11

Таблuца-S

~

ИЭМ~dение 01ношеииg параметров тетрагоиальиок решетки Маptеисита -,

-~

ос)

..

(\')

о

..:

-- в заlиtимоtти а

от температуры отпуска для сталей различиого состава

i=

~

~

-U ~

~

\i)

-

-

..

~

..

о

...

с

>

u

~

~

~

'fI!..

..

ф

-

<:)

~

u"

u

~

fI!.

t-t--

о

~

t--

ё

..

t--

-u ~

Ф О

..

-

с

~ ~

ll)

.;

u 'fI!..

\о

\i)

Q

I

ё

с

~

u

'(\') fI!..

~

'Q) fI!..

~

~

~

u-

с5.-

~CO

C")\i)

Q)

о(\')

~: ~~ 0-

...

о

~

u

~:: ~~

~

~

~

Q

~

IJ)

~

о

N

~

~

~

00

..

~

с")

<:)

ос)

о

u

CJ

~

~

о

~

-

-

-

~

\i)

~

u ~ ..

rJ

~

1"'-

<:)

.: u ~

Q

-. -

\i)

ас

..

~

.:

~

с:-.

со

u

. '(\') fI!..

.

u~

~~

~>

~~

....

<:)~ со-

uti ';$fl!.';/!..

I"'-~

осо

o~

-С")

150

1,012 1,013 1,011 1,009 1,009 1,009 1,006

1,005

1,013

1,013

1,013

1,013

1,006

1,012

1,010

-

200

1,006 1,011 1,010 1,009 1,003 1,005 1,004

1,003

1,010

1,007

1,011

1,008

1,005

1,005

1,010

1,012

250

1,003 1,009 1,008 1,008 1,001 1,003 1,002

1,002

1,008

1,005

1,009

1,006

1,003

1,004

1,008

1,010

300

г.ооз

1,007 1,006 1,006

-

-

-

-

1,006

1,004

1,006

1,005

1,002

1,003

1,006

1,008

-

1,004

1,002

1,004

1,005

1,002

1,002

1,005

1,006

1,002

1,002

1,004

1,005

350

-

1,005 1,004 1,004

-

-

-

400

-

1,003 1,003 1,003

-

-

450

-

1,001 1,002

-

-

-

-

500

-

-

-

-

-

-

-

..:..-

-

1,003

-

1,002

1,002

-

1,002

-

-

-

-

-

-

-

1,002

1,003

-

-

1,002

I 1 .ооа

0,250/0

С), содержащих

использована

для

некоторые .легирующие ·элементы,

изучения

механизма

аустенига в бейвитной области В. М И К Р О Н а п р я ж е н и я

изотермического

была

распада

[89, 90].

и

обл аст и

к о г е р е нт н о г о

рассеяния

Применение монокристальных образцов и выбор отражений от граней с нулевым третьим индексом позволили исключить влияние на размытость интерференций двух факторов: слияния дублетов тетрагональной решетки и неоднородности концентра­

ции твердого раствора

фактора

практически'

Как показало исследование, оба эти

[21].

не оказывают влияния

уже

на

8,0-10-3

размытость линий поликрис­ таллической стали при тем­ пературах выше 2500. Учет рааличной угловой зависи­ мости ширины линий от микронапряжений и ОТ' ма­ лости областей когерентно­ го

рассеяния

можным оценить

и

их

сделал

6,0

",0

2,0

воз­

приблизительно эти

0,0

характеристики

изменения

при

отпуске

закаленной углеродистой стали (рис. 30). Размеры областей коге­ рентного рассеяния заметно

1I-10·'см

о

растут лишь при температу-

рах выше 3500, однако они

вызывают

еще

размытость линий и при отпуске

O,~OO ,ЗО

некоторую

350 400 /150

Темпеоатиоа. ос

Рис, 30. Изменение микронапряжений н

жаются при 150-2000,

величина когерентных областей при отпуске [21] однако остаются еще высокими до зоо=>.

300--4500

происходит сильное падение микронапря­

500-5500.

пряжения

Микрона-

200 250 300

несколько

В интервале

сни-

жений, и после отпуска при

·5000. они

не .обнаруживаются

ненным методом. При' отпуске в области

размытость

линии приближается

температур

.Iприме ..

350~400~

,к той, которая возникает при

холодной пластической деформации

В сталях, легированных элементами,

ние углерода из твердого раствора,

отожженной

.стали. [91, 92~

задерживающими 'Выделе­

падение

напряжений

щается в сторону более высоких температур отпуска [93].

сме­

2. ОБРАЗОВАНИЕ КАРБИДНОЯ ФАЗЫ ПРИ ОТПУСКЕ Карбидная фаза, образующаяся в

результате отпуска выше

3000, представляет собой кристаллики карбида FезС (цементи ..

53

та), что легко устанавливается рентгенографически следования отпуска

монокристаллов позволили

ентировку

цементита

решетки

мартенситной решетке

12

отношению

Ис­

.К

аустенитной

..

и

[75, 76]; ориентировка эта выражается: {lОЗ)FеаС 1] (Oll)a 11 (111)1 [OlO]FeaC

И дает

по

[67, 9].

определить ори

r

I [111]!X '1

[110]т

положений цементита по отношению к осям аустенитного кристалла.

При

100

700 ос

сопоставлении

рентгенограмм

карбида,

порошков

выделенных

электролитически

БОООС

500ос

каленной

из

за­

.высокоугл ер 0-

диетой стали, отпущенной при различных темпе-

ратурах

от

МОЖН1О было что

по

мере

температуры

же ний

200

до

7000,

установ-ить, уменьшения

отпуска

ни­

раЗМЫТОСТЬ ли­ цементита увеличи-

6000

400 ос

вается, При Э'ГОМ В боль-

ЗОООС

Л'И'НИИ ос

шей

мере

размываются

высоким третьим

индексом.

При

25000 гоо"с

пониженин

нии

постепенно становят­

ся

на

рентгенограммах

слабее, сливаются с фо­ ном и исчезают [77-79]. Некоторые .сильные ли-

Рис. 31. Хз/р'!iКТер изменения соотношения

нии·с

интенсивности

отражения

линий

цементита

при

нении температуры отпуска

[709]

изме-

тем­

пературы отпуска эти ли­

ваются чески

близкими углами в это

при

одну.

этом

сли-

Схемати-

изменение

ви­

.да рентгенограмм изображено на рис. 31. Сильное размытие ли­ ний с высоким третьим иядекоом указывало на малый размер крисгалликов цементига в направлении оси С и на пластинча­ тую их форму. С П1ОМОЩЬЮ измерения ширины линий были опре­ делены размеры кристалликоецементига по трем осям (рис. 32) . В области температур отпуска 200-3500 размер частиц в на­ правленни ОС1И С составляет О~ОЛО 10 периодов решетки, а в пер" пендикулярных 'направлениях - около 40. Рост кристалликов наблюдался выше 4000. Легирующие элем енты , смещающие вторую стадию распада, повышают и температуру начала роста цементитных

500-5500 .54

(рис.

33) .

частиц

до

Наблюдение интерференционной картины карбидной 'фазы в СПЛОЩНЫХ образцах при отпуске ниже 3000 представляет значи­ тельные трудности,

лены применением

излучения,

[82],

а

которые до некогорой

монокристаллов

также

степени были преодu­

[80, 81],

монохроматического

электронографичеоких

исследований

[~3-85~. В первом случае была обнаружена интерференционная L·fo-г6 --.---,---r-----,

1. fобгм

I

I

Q

9 г----+----+-----4-~~ I

8 r-----t----t----+-Q---,t

:7 ~--'--+----+-----+-I---I--I

7

6.t----+----+----IJ~---I(

6

jt-----t---+-~I_A-_I_~

.5

11 г------t----+---I-r4----4--J.:-~ 4

J I----+---~----f-l---~ 2O'---~~~-+--~---I

1 r----t-----(),IL----f--~ 200 Рис.

300

'100

500

Температура, ос

32.

частиц

Изменение цементита

оке

[79]

БОа

лемпеоатцра. nс

раемеров при

.Т _-.l.---l--.L-.1----'--~

f tSO 700 250 .10П .150 1100 450 500 550 600 650700

отпу­

Рис. ЗЗ.ВJLи\яиие легнруюших элементов на

температуру

начала

роста

частиц

цемеwr.ита

картина, отличная от картины для FезС, что привело к предпо­ ложению о существован.ии ПР'И низких температурах отпуска кар­

бида, отличного от цементита и обозначенного

F хС [80].

дование полюсных фигур показало. что частично

эту

Иссле­

картину

можно считать принадлежащей цементиту. Интерференционная картина Ре , С исчезает при отпуске в интервале 300-3500. Снимки низкого отпуска в монохроматическомизлучении и элек­ тронограммы показали линии карбидной фазы при тех же углах отражения, какие были обнаружены на снимках монокристаллов. Наблюдаемые линии могли быть приписаны гексагональной ре­ шетке, подобной решетке нитрида FезN [82-85]. эти данные позволяют считать, что при низком отпуске, в результате первой стадии распада мартенсига. выделяется про­ межуточный е-карбид с гексагональной решеткой.

55

О ПРИРОДЕ ЯВЛЕНИЯ ОТПУСКА

3.

При отпуске закаленной стали ос:но.внымпроцессом является распад

мартенсита

-

распад

пересыщенного

углеродом

твердо,

го раствора а. Поэтому при отпуске должны ПРОИС1ХОДИТЬ ПО с-у­ ществу те же процессы, которые имеют место ПР'и старении пере

..

сыщенных твердых растворов сплавов с повышающейся ПР:И увеличен.ии темперагуры растворимостью. В основном ЭТО про­ цесс выделения

растворенного

элемента

с образованием

второй

фазы в условиях малой диффузионной подвижности атомов. Однако распад мартенсита, имея много общего с распадом других пересыщенных

твердых растворов,

имеет и свои особен­

ности, резко его отличающие. Причины этих особенностей заклю­ чаются,

во-первых,

в том,

что

само

получение

пересыщенного

твердого раствора является здесь не простым фиксированием вы­ сокотемпературного состояния, а результатом бездиффузионного

превращення. Мартенситный механиз:м этого превращения при­ водит к образованию тонкой микро- и субмикроструктурысплава, к наличию различных неоднородностей

Во-вторых,

подвижность

атомов

и несовершенств строения.

растворителя и растворенного

элемента чрезвычайно сильно различается. Наконец, в-третьих, свойства кристаллов твердого раствора сильно зависят от концен­ трации растворенного

'Элемента.

Большое пересыщение углеродом а-фазы в средне- и высоко­ углеродистых сталях обусловливает сильную его неустойчивосгь

и существование первой стадии распада при

100-1500. Состоя­

ние стали, являющееся результатом первой стадии распада мар­ тенсита, получило название оппущенного мартенсита. Сталь в­ этом состоянии. обладает почти столь же высокой твердостью, как и закаленная сталь, притом, однако, более высокой вяз­ костью" Рентгенографическиеисследования показывают, что от­

пущенный мартенсит представляет собой частично распавшийся

твердый раствор а. Кристаллы мартенсита содержат еще значи­ тельное количество

углерода в растворе:

дисперсные

частицы

карбида, образовавшегосяв 'результате распада, равномерно рас-

пределены внутри этих юрвсталлов

[67, 69, 13].

Состояние отпущенного мартенсига постепенно изменяется в интервале температур отпуска 150-3000: содержание углеро­ да в растворе падает (табл. 3); появляются частицы цементита, которые обнаруживаются рентгенографически в отпущенной при 2000 стали; количество его растет пр-и повышении отпуска до 3000. Концентрация углерода, остающегося в твердом растворе, в средне- и высокоуглеродистых сталях мало

зависит от содержа­

ния в них углерода. Однако она тем выше, чем выше исходная концентрация, С повышением температуры различие в 'количе­ стве растворенного в а-фазе углерода для разных ,сталей умень­ шается, Такое заключение наглядно подтверждается кривыми теплоемкости (рис. 34), полученными при нагреве закаленных

56

сталей [94]. Распад аустенита при температурах выше 2500 дает очень 'большой тепловой эффект, накладывающийся н'а эффект второй стадии распада мартенсита. Если до получения кривой закаленную сталь предварительно отпустить при

·2500,

то на кри-

вой исчеза:от тепловые эффекты первого и второго превращения,

Т. е. первои стадии распада

мартенсита

и распада

остаточного

аустенита. Эти кривые показывают эффект при .2-50-3250 и хоро160 ШО отделенный от него эффект (4(/ при 3-25-4000. 120

160

100

140

80 60 160

~

~

'20 (ОО

140

'60

1?0

'40

10

'20

80

100 ,60

50

......

IБО

'-.,:)q,

fL#O

~

~ 140

д 120

120

(О

100

fБО

80 60

140

160

'20 100

140

160 1110

120

100 200

300

1100

7емпераmура. ос а

РИ'С.

34.

500

100

200

300

1/00

JDO

Температура, ос

о

Кривые теплоемкости закаленных сталей:

а-при нагреве;

б-после предварительного отпуска при 26()0

[94]

Такого же вида кривые получаются при нагреве закаленных

сталей, содержащих 0,4010 С и менее. Первый эффект обусловли­ вается, очевидно, выделением растворенного углерода. Величина

первого эффекта для предварительно отпущенных сталей почти не зависит от содержания встали углерода и близ/ка к величине

эффекта для закаленной стали с 0,220/0 С (рис, 34, б). Таким образом, даже после отпуска при 2500 в а-твердом растворе содержится еще около 0,20/0 с. Кристаллы мартенсита

57

с таким содержанием углерода в твердом растворе сами по с'ебе

обладают высоким пределом упругой деформации, который МО .. жет еще существенно повыситься при наличии в них дисперсных

частиц карбида. Поэтому после такого отпуска твердость стали остается высокой.

Как уже было упомянуто, в закаленных малоуглеродистых сталях отсутствует первая стадия распада мартенсита. Однако при выдержке в этой области температур некоторые свойства этих сталей могут существенно меняться. Это может быть связа­ но с различного рода релаксационными процессами, Например, после ОТПУС1Ка закаленной стали с 0,1 010 С при 2000 коэрцитивная

сила падает почти вдвое, тогда как твердость,

ширина

линии,

объем и др. начинают изменяться при значительно более высо .. ких температурах. Можно думать, что падение коэрцитивной, силы связано с релаксацией микронапряжений 'в результате диф­ фузии углерода из сжатых 'в растянутые области [95-97]. Упру­ гая деформация частично переходит в неупругую, С релаксацией напряжений связано, .по-видимому, и значитель­ ное увеличение прочности закаленных малоуглеродистых сталей с 0,1-0,2010 С, происходящее в результате выдерживания при низких температурах, начиная с комнатной [98]. Механизм распада пои отпуске остаточного аустенига такой же,

как и

механизм

изотермического

распада

аустенита

в проме­

жуточной области. Продукты его распада аналогичны продукции отпуска мартенсита при тех же температурах. ~. Быстрое падение твердости начинается при отпуске при тем­ пературах выше 3000. В интервале ОТПУС1ка 300-4000 в стали прои-сходит изменение состояния, вызывающее значительные эффекты на кривых из­ менения СВОЙСТВ. Это изменение состояния стали получило назва­ ние «третьего превращения» при отпуске.

Особенно обращает на себя внимание сильное изменение удельного объема стали п-ри отсутствии сколько-нибудь замет­ ных изменений постоянной решетки а-фазы. На рис. 35 приведе­ ны данные [74] об изменении удельного объема в зависимости от содержания у-глерода

при первом

и третьем

превращениях,

а

также о полном изменении объема закаленной стали при отпуске до 5000. Эффект третьего превращения представляет ео60Й зна­ чительную долю общего эффекта. На рИС'. 36 приведена за/виси­ мость теплового эффекта третьего превращения от содержания в стали углерода [94]. Исчезновение характерных интерференций карбида низкотем­ пературного отпуска как раз в области температур 350-4000 [80, 81] давало основание приписать эффекты третьего превраще­ ния переходу низкотемпературного карбида в цемент-ит. Однако

последующие исследования [79] показали, что цементит присут­ ствует уже п-осле отпуска при 2000 и количество его уже эначи тельно до начала «третьего превращенияэ .. По-видимому, в 00-

58

200

о

175~-

150 f2S е-

q

t

ЮО

7s

50 25 1,2

d8

1.2

т>

~O

~ -'

{J.8

0,6

0,# а2

»>

.~";;

О

02 Рис.

36.

~

~

0.'/

~

v-

Об ав '0 СоdержаJluе ,/глероdа. %

Зависимость

величины

теплового

,1/

1.2

эффекта

третьего преврашевия от содержвния углерода

[94]

59

ласти температур отпуска 200-3000 присутетвуют и е-карбид и цементит. Измерение постоянных решетки цементита порошков, экстрагированных из стали, отпущенной ниже 3000, показало. что объем элементарной ячейки на 3,80/0 меньше нормального для цементита. Возможно. что это связано с меньшей концентра­ цией углерода в цементите, образующемся при температурах ниже 3000. Постоянные решетки цементита в целом образце мо­ ГУТ,

кроме того,

отличаться

вследствие когерентности

его с

кри­

сталлом с-фаза.

Можно сказать, что пока еще нет достаточных экспери~ен­ тальных данных об изменениях структуры при отпуске в области

300-4000 для того, чтобы сделать надежные заключения о при­

роде третьего превращения. Необходимо, кроме того, выяснить,

играют ли какую-либо роль в эффектах третьего превращения микроокопическиепустоты, которые могут ВОЗНИ1кать как при за­

калке, так и в особенности при низком отпуске. В легированных сталях температурные области различных процессов могут значительно смещаться в сторону более высо­ ких температур; это относится ко втопой стадии распада мартен­ сита и началу роста карбидных частиц, к третьему превращению при отпуске. Состояние отпущенного мартенсита в этих сталях и высокая твердостъ сохраняются до более высоких температур нагрева,

В области температур низкого и среднего отпуска процессы отпуска практически не связаны с перераспределениемлегирую­

ших элементов вследствие малой подвижности атомов металла

при температурах ниже

400-5000.

Концентраnия

легирующих

элементов в карбидной фазе такая же, как и в твердом раство­ ре а. Малая скорость диффузии легирующих элементов при низ­ ких температурах является причиной того, что одной из проме­ жуточных карбидных фаз является легированный цементит с тз­ кой же концентрацией легирующих элементов, как и в мартенси­

те. Более стабильные специальные

при отпуске выше 500-5500 [99]. При содержании в сталях менее

легирующих что

распад

450-5000.

элементов, мартенсита

карбиды

0,20/0

ПО-9ИДИМОМУ, и

падение

образуются лишь

С отсутствие диффузии

является

твердости

не

причиной

ТОГО,

происходят

ДО

Можно думать, что в этих сталях образование гетера­

генн-ого состояния п-ь-легиаованный цементит, для возникнове­ ния которого достаточна диффузия только углерода, термодина­ мически не стимулируется, Для образования термодинамически более устойчивого (по сравнению с исходным мартенситом) со­ стояния а специальный 'карбид необходима диффузия легирую­ щих элементов. Процесс этот происходит при температурах выше 5000, вызывая явление вторичной твердости.

+

ЛИТЕРАТУРА

1. А. 5 а u v е u г. Тгалеасйопв А. 1. М. ·М. Е. 1926, 73, ~. 2. W. L. F i nk, Е. D. С а m р Ь е 11. Trans. Ашег, 50С. St~el Treat, 1926, 9, 717.

3. Н. С е л я iК 'о 18, Г. К у 'р д ю 'М о в, Н. Г у до ц ОВ. Журнал прикладной фИЗИКИ, 1927, Н!! 2, 51. 4. Г. К ryIP д ю м о в, Э. К а М и Н с к ,И Й. ж.урн.ал прикладной фиаики, 1929, Н!! 2, 47.

5. А. Ив е н с е н, Г. Курдю,моlВ. ЖУ'Рн.ал физической Х,ИМИИ. 1930, 1, 41. 6. Е. О h m а IП. ·JoUTII1. [гоя 5tool IП5t., 1931, 123, 445. 7. а. Н а g g . .Jbid. Jоuгп. [гоп а. Stee.l Гпвт., 1934 130, 439. В. Г. В. К 'у ip Д Ю iM 018. Сборник доклалов секции металловвдения и 'Гериической обработки. НН·ИТО металлургов. Moa<JВ,a, 1940, 96. 9. G. Kurdjumov, а. 5achl5. Zeitsch. f. РЬУ5., 1930,64,384. 10. Г.' В. Курдюмов, Н. л. Ослон. ЖТФ, 1939,9, 1891. 11. г. Курдюмов, п. Некрзшевич, В. Нечволодов. Сталь, 1935, N!!4, 84.

:12. Э. 3. К а :М И IH С 'к Iи Й, . М. д. Пер к ас. Проблемы металловедения н фвэнки . металлов, 1949, 1, 211. . 13. Г. В. К у р д ю М о В, л. и. Л ы с а к, ЖТФ, 1946, 16, 1307. ·14. Г. В. К у;р д ю IЫ 018, М. д. П е 'р к а с. Проблемы металло/ведения 'н фИЭ'ИКН металлов, 1951, 2, 153.

. 15. М. д. n е р IК ас. Проблемы мегалловедения и фиэиии металлов. 1952, 3, :I39. 16. Р. И. Э н т и н, Проблемы м егаллО·В едени я tИ физики металлов, 1·949. 1, 281. . ,17. Л. И. К о г а .Н, Р. и. Э н Т.И IH. Проблемы металловедения 'и фиаики м етаалов , 1951, 2, 216.

lВ. Г. В. К у р д ю iМ 018. Проблемы м.емлловедени.яи фиэиюи метаялов.

1952, 3, 31. 19. СОСР,

п. л.

Гру еи н,

Е. В. КУЗ1нецо/в,

г. В. Курд,ЮмоlВ.

ДАН

1953, 93, 1021.

20. Г. В. Ку:рдю'Моiв, М. д. Пе'Ркас. ДАН СССР, 1956, 11.1,818. 21. Г. В. Ку:рдюмов, л. И. лыак к, ЖТФ, 1947, 17,993. 22. М. п. А р б У зов. ДАН СССР, 1950, 74, 1085.

.23. М. п. А·р ,б ~ з о в, СССР, 1953, 90, 375. ~. М. П. А.р б ry з 018. 1955, 6, 3. 25. Г.

Л.

и.

л ы с а к,

Е.

г.

Н е с т е ,р е 'Н IК О.

Вопросы фИЗИ~И металлов

В. К'У1РДЮ.МОrВ. ЖТФ,

и

ДАН

металлоаедения.

1954,24, 1254.

В. М. Голу6коlВ, В. А. Иль,ина, В. К. Кр и ц к а я, Г. В. Кур­ д ю м о в, М. д. П,е'Р:кас. Фнэика металлов и мегалловедение, 1957,5,465.

126.

27.

Л. С. Мо,роз.· жте,

1952, 22, 498. 61

28.

129. СССР,

Н. ,В.

Р s оп, А. М. В. Р·а г k е Г. Jоuгп. А.илы
lна,' В. К. Кзриц к а я,

Li

Гпы., 1944, КурДЮМОIВ.

Iron Steel г.

В.

123.

ДА,Н

1952, 85, 197.

00. В. 25, 177. 131. В.

К. К,Рlнцrкая, г. В. КУРДЮIМО8, Н. М. Н{)диа. ЖТФ,

К. КрицкаlЯ, Н. М. Нод,и;а, лов .и метаэвловедевие, 1958, 6, 177.

312.

г.

В.

К

Iy'p д ю м О 'В,

М.

д.

ю. А. ОСИПЬЯН.

П ер к а с,

л.

г.

1955,

Физика метал­

Х а н Д рос.

Физика

металлов .и м е га лловедение , 1959, 7, 747. 33. ,В. М. к а о д он с ки й, г. В. К~РД'ЮiМов; М. д. Пе,ркас.

вика металлов и металловедение,

,1959, 7, 7'52. Металлур,г, 1937,

Фи-

-,

34. С. С. Ш т ей IН Iб ер г. Н2 10, 58. 35. г. В. К ry ,р д ю м о !В. Проблемы метааловедения Iи физики мегаллое, 1949, 1, 132. ЖТФ, 1948, 18, 999. 36. А. R. Trroiano, А. В. От е п Гп я е г. Metal Progr., 1946,50,303. 37. В. А. в: 1 Ь у, J. w. С п г i s t Га п. Iпstit. of J\\etals Report, 1959. 18, 121. 38. г. В. К у р д Ю м О В. ИЗБ. АН СССР, еми. 1936, Н2 2, 271. 39. С. Z е п е г. Metals Тесппоюяу, 1946, 13, 1. 40. L. К а u f m а п, .М:. С О ,п е п. Jоuгп. of Met., 1956, 8, 1393. 41. а. w а s s е г m ,а п п, Metallwi:rtsch., 11934, 13, 133. 42. э. К а м ин.с ки й, г. КУ'РД,ЮМОiВ.В. Не й м е р к. ЖТФ. 1934,4. 1774. 43. В. Гри ш н е в, г. К!У'Р~ЮМОIВ. жте, 1937, 7, 209·1. 44. В. Г 'Р .н .д IН е в, М'еТ,аллур,г, 1938, .м 4. 6.2.

45.

В. Гр н д н е в. *11ф,

,1941, 1·1, 12126.

46. я. М. Го iJI О IВ ч 'Н;Н е .р. Проблемы металловедение и фиеики металЛО!В, 1951, 2, 1.19. (. 47. г ..В. К'У'РIдЮМОrв, л. г. Ха н др о с. ЖТФ, 1949, 19,761. 48. Е. S с Ь,е i 1. ZеИsch. f. anorganischeChem., 1929. 183, 98. 40. J. В. Н е s в, С. s. В.е г г е t. Jou,m of Met., 1952, 6, 645. дою м о В. Trans. 50. и. В. И с а й ч е В, э. 3. Ка м и ,Н С К!Н Й, г. В. К А. 1. М. Е., 1938, 128, 361.

ry!P

51.

г. J(урIдЮIМОIВ, В. Ми\реЦКIИЙ, Т. С'т е л е ц ка я, ЖТФ. I~,

8,

1959. 52. э. Каминский, г. КУРДЮМОВ. ЖТФ, 1936,6,984. 153. г. К'у р д. ю IМ о 18. Тгапв. А. 1. М. Е., 1939, 133, 222: 54. г. В. К!У'рД1Ю!МОIВ, о. п. Макс.иIМОБа. ДАН ССС,Р; 1948,51,

&З. я. М. Го д о в ч ин е р, г. В. Кзур щ ю мо е. Проблемы ыеталдоеедення и фиаики металлов, 1951, 2, 98. . 56. г. В. 'КIУIРДЮ'МО,В, о. п. МаIКIСЛМОlВtа. ДАН СС,СР, 1951,81,565. 57. г. В. К У р д ю М О Б, о. п. М а к с и м О Б а. ИЗБ. АН СССР, ОТН,

55.

]957, N2 6, 4.

58.

издат,

г.

В. К ~ 'Р дою:м О ,В. Современные шюблемы

1958, 34.

металлургин . А.кадем­

Б. я. ЛюБОIВ, А. л. РоЙтбl)':рIД. ДАН СССР, 1958, 120, 1011. г. В. КryР'дЮIМОБ, о. п. MaiK1C:HiMOlВa, А. и. Нэик о н о р о в а. дьн сссг. 1957, 1114, 768. .

59.

60.

61. А. и. ЗахаРQВ, ' О. п. Максимова. 1958, Н2 г, 3.

62.

Изв. АН СССР,

ОТН,.

о. П. Ма iК с ,Н·М О iB а, А. и. Н IИ IК О IН О 'р о IB а. Проблемы металлоее­

дения .и фивики металлов,

1955, 4, 123.

я. М. Го л о в чин е р, ю. д. 'Гя п к ин. ДАН СССР, 1953,93,39. 64 ..В. и. Д а IH и Л о в, Проблемы металловеления ,н фиэики металлов, ..

63.

1949, 1, 7. 66. Н. На n е m а п п, L. Т г а ~ е г. Stahl и. Eisen, 1,926, 1508. 166.1(. Ф. Сзтаро д уб ов, ДАН СОСР, 1.946,53,217. 6il. Г. В. к IY ,р !од ю 1М 018. ЖУ'Р.н.ал физической хииви, 1930, 1, 28·1. 68. г. ·В. К.у 'р ;д ю м о 'в. Вестник м ета ллопр ом ышлен НОС'ГН, 1932, Ng 9, 20.. 62

69. г. В. КУРДЮМО/В, Н. л. Ок ло н. ЖТФ, 1939,9,1891. Г.В. Кзу р д ю м о в, л. И. Лъгса к. ЖТ:Ф, .1949,19,525. 7:1. Л. и. л ы ос а ·К. Вопросы фиэики металлов и металяоведения, 1952, 3, 46. , 7 2 . М. П. А·р б'У 3 о ,в. Вопросы физиюи металлов и м еталл 00 еден,и я,

70.

/19~5,

6, 3.

73. э. з. к а ом и н с IК и Й, Т. и. С т е л л е ц к а я.пр·otблемы мегаллоее"дення и фивики мета ллов , 1949, 1, 192. 74. э. К а м и н с к и Й, Д. к а Ц н е л ь с о Н. ЖТФ, 1945, 15, 182. М. п. АipБIУЗО"В, г. В. К.уIРДЮ·М{)·В. ЖТФ,

75.

76. И. В. ИсаЙчев. ЖТФ, 1947, 17,835. (/\7. М. п. А~lб~ЗОIВ. ЖТФ, 1949, 19, 11111Н. i718. М. П. Ар6IYВО.В. ДАН СССР, 1950, 73, 83. М.

79.

П. А tp б

ry а о в.

Вопросы

физиюн

металсюв

1941, 11,412.

и

металловедения,

1952, 3, 3. 80. М. п. А,р6ryзов, г. В. КУ'РДЮ1МОВ. ЖТФ, 1940, 1О, 1093.. Journ of Phys. USSR, l:9411 , 5, 1093. ·В1. и. В. И IC а й ч е в. ЖТФ, 1947, 17, 839. 82. К. Н. J а с k. Journ Iron Steel Inst., 1:951, 169, 26. 83. К. о. Н е i d е n г е i: с Ь, L. S t u г k е у, Н. L. W о о d s. Journ. Аррl. Phys., 1946, 17, 127. 84. J. Т г о t t е r, О. М с L е а n. Journ. Iron SteeI Inst., 1949, 163, 9. 85. ю. А. С к ,а IК 1() 18, И. Н. Ч е ,р IН .и IК о за, А. В. Ш а 'Р ш а т к и н а. ~ СССР, 1958, 11'8, 284. 86. Г. Я. к о 3 Ы Р С К И Й, г. В; к у р д ю м о В. Вопросы физики металлов

и м егаляов едевия , 1950, 2, 98. 87. и. В. И с а й ч е в, э. з. к а м и н с к и й, г. В. К у р д ю м о в. Труды Института мегаллурпин АН УССР, 1946, 76.

88. л. И. л ы с а к, Г. Яг К о з ы р с к и й. Вопросы физики металлов и ме­ 1952, 3, 53. 89. л. и. К.о т а н, Р. и. Эн Т:И .н. Проблемы металловедения зи физики металлов; 1958, 5, 161. 90. Г. В. К ry 'р ш ю м о в, М. д. П е ,р ка с. Проблемы металловелення и фиеиюи Me1'a~aв, 1951, 2, 167. 91. э. 3. К·аМJlIН'С,киЙ, г. В. К'У1РДЮ.мов, д. Х. ЛеЙI8ИКОВ3. ЖТФ, 1941, 11, 1089. талловедения,

Г.

92.

К 'у.р дю м О в.

1950, 2, 3. 93. л.

Вопросы

и. л ы с а IК, Е. и мегаллоеедения, 1953, 4,

94.

П. Л. Г'р у аи н,

г.

физики

ме~аллоiВ

Н е с т е р е н fК о.

Вопросы

и

металловедения,

фиэнюи

металлов

112.

г. В. КУlрДЮ!МОВ, Р. и. Эн т и н.

Метал лур Г,

стр. 15. А. БЯw1ь,дзюкеIВ.нlЧ, я. М. Голо,вчинеtp, г. В. Курдю­ м о а. Проблемы м еталло вед ени я и физики металлов. 1955, 4, 205. 96. Н. с. ф а с fJ' о 8. Проблемы мегаллоеедения н фИЗНК1И м еталлое,

1940, N2 8, 95. М.

1955, 4, 219.

97. я. М. Г о л о в ч и н е Р. В. М. Г о л у б к о в. Проблемы металлове­ 1955, 4, 222.

цения и фненки металлов,

В. И. С.а р р а к, Р. и. Элн т и н. ДАН С,СС.Р, 1959, 127,306. Р. И. Э IН Т·И н, Проблемы металлоеедения IИ физиюи металлов,

98. 99. 4, 239.

100. ционных

1955,

Г. В. К ~ rp д юм о в, Р. и. Э н т и н. Отпускная хрупкость конструк­

сталей. МетаЛJDY'ptГИiз'Д,ат, 1945. 08, М. Д. Пер к а с, А. Е. Ш а м о в. мегалаоведения и физики м еталлOIВ , 1955, 4, 228.

101. г. В. К у р д ю м

Проблемы

102. г. В. Ко/rpдюмов, л. г. Хв нд р о с, ДАН ССС·Р, 194Q, 66, 2.11. 103. Г. .В. К 'у ip Д Ю (М ·0 8, о. П. М а ,к 'с iИ tМ о .в а, А. и. н и IК О Н О Р О 18 а,

3. д. П а IВ л е н tК о, А. М. Я м п О Л Ь С IК И й, Фиэика метавлов и металлове­

дение.

1958, 6, 95.

БЗ

104. о. п. м а :к с и м о 18.а, э. и. э с 1'fIP .и Н. Фиэнка мегаллов .и иетал­ ловеденив. 1960, 3, 426. 105. о. п. МЗКСiИМОIВЗ, А. и. Ни к о н о р о е а, и. М. Эахер, и. М. Племя.нн:ико.в.з, А. М. Ям п о а ь с ки й. ИЗВ. АН СССР, ОТН,

1960, Х2 2, 93. .106. г. В. Кур д ю м ов, о. п. МЗКС'ИМОlВз, Т. В. Т·агуновз. ДАН СССР, 1950, 73, 307. 107. N. J. Ре t с ь. Journ. Iron SteeI Inst., 1943, 147, 221. 108. F. Е. W е г п е r, В. L. А v е г Ь а с Ь, М. С о h е п. Trans А. S. М. 1937, 49, 823.