Теория термической обработки металлов

Новиков И.И.

Металлургия, 1974 г.

При охлаждении всех углеродистых и большинства легированных сталей аустенит претерпевает перлитное, мартенситное или бейнитное превращение (о двух последних см. в гл. IX). При повторном нагреве, когда вновь образуется аустенит, в определенных условиях размер, форма и крис¬таллографическая ориентировка его зерен могут быть такими же, как и у исходного зерна аустенита перед первым перлитным, мартенситным или бейнитным превращением. Такое наследование размера, формы и ориентировки аустенитного зерна называют структурной наследственностью. Это явление наиболее подробно изучено в работах В. Д. Са¬довского, результаты исследований которого положены в основу приведенного описания.
Проявление структурной наследственности зависит от исходной (перед повторным нагревом) структуры стали и ее состава, от скорости этого нагрева и температуры аустенитизацин. Наиболее ярко структурная наследственность проявляется, если перед повторным нагревом сталь имела мартенситную или бейнитную структуру. У стали с феррито-перлитной структурой исходное аустенитное зерно обычно не наследуется. Если ранее такая сталь была перегрета и имела крупное зерно аустенита, то при повторном нагреве до температур Лс3+(304-50) К аустенит, зарождаясь во многих местах, получается мелкозернистым. Крупное аустенитное зерно наследуется здесь только при исходной видманштеттовой структуре. Для мартенситной, бейнитной, а также видманштеттовой структур общей чертой является кристаллографическая упорядоченность: в пределах объема зерна исчезнувшего аустенита пластины ct-фазы имеют определенную кристаллографическую ориентировку. При нагреве стали зародыши у-фазы в свою очередь закономерно ориентированы относительно пластин с-фазы, в результате чего в объеме исход¬ного аустенитного зерна при небольших перегревах выше точки Аз формируется точное такое же аустенитное зерно, называемое восстановленным.
Таким образом для восстановления аустенитного зерна при повторном нагреве стали необходимо, во-первых, проявление наследственности при охлаждении (образование кристаллографически упорядоченного комплекса сс-кристаллов в пределах каждого исходного аустенитного зерна) и, во-вторых, проявление наследственности при последующем нагреве стали (переход указанного комплекса а-кристаллов в одно восстановленное аустенитное зерно). Когда аустенит при охлаждении стали претерпевает перлитное превращение и не возникает видманштеттовой структуры, образующиеся зерна избыточного феррита и колонии перлита не имеют строго закономерной кристаллографической ориентировки по отношению к решетке исходного аустенитного зерна. В этом случае колонии перлита и избыточного феррита не образуют единого кристал¬лографически упорядоченного комплекса в пределах объема исходного аустенитного зерна, внутри которого при последующем нагреве стали возникает много разориентированных один относительно другого зародышей аустенита, и его зерно получается более мелким, чем исходное.
Если при нагреве стали выше точки Л3 вначале наследо¬валось крупное зерно аустенита, то при последующем повышении температуры, а иногда и при увеличении выдерж¬ки восстановленное зерно аустенита вместо того, чтобы укрупняться, измельчается. Такое измельчение зерна в температурной области, где нет никаких фазовых превращений, происходит в результате зарождения новых зерен аустенита в большом числе мест в пределах объема каждого восстановленного зерна. Этот процесс структурной - перекристаллизации и по внешним признакам, и по физиче¬ской сущности является рекристаллизациоиным. Только в отличие от обычной первичной рекристаллизации, когда необходимая для формирования ее зародышей повышенная плотность дислокаций создается деформацией металла внешними силами, в рассматриваемом случае повышенная плотность дислокаций возникает при внутреннем фазовом наклепе.
Фазовый наклеп — это повышение плотности дислокаций в новой фазе в ходе фазового превращения. Он может возникать при любом фазовом превращении из-за разности удельных объемов старой и повои фаз, а также при мартенситном превращении, когда аккомодационная деформация обязательно сопровождает образование каждого кристалла (см. § 34). Повышенная плотность дефектов в новой f фазе может также возникнуть из-за «передачи» дислокаций от исходной фазы к новой.
На сдвиговый механизм а- ? перестройки решетки при. образовании зародышей аустенита указывают следующие факты: игольчатая (точнее, пластинчатая) форма первых участков -?-фазы, появление рельефа на полированной поверхности шлифа и «наследование» дислокационной субструктуры при а- ? превращении (§ 60). При малой толщине плоского зародыша, образование которого связано с удвоением площади границ, выигрыш в объемной энергии Гиббса достаточен для развития превращения лишь в том случае, если новая граница когерентная (имеет низкую энергию), а такая граница характерна именно для сдвигового превращения (М. А. Штремель). По мере роста зародышей их граница из когерентной становится некогерентной и сдвиговый механизм сменяется нормальным механизмом роста аустенитных зерен. При этом игольчатость зародышей - ? -фазы исчезает и из них формируются обычные равноосные зерна. зародыши аустенита предпочтительно образуются на границах зерен феррита. В стали со структурой зернистого перлита (сферодита) аустенитные зародыши возникают около частиц карбида, расположенных на границах ферритных зерен, В доэвтектоидных сталях первые участки аустенита предпочтительно появляются на границах зерен и субзерен в избыточном феррите и по границам перлитных колоний. На рис. 75, а виден участок 1 аустенита, появившийся около перлитной колонии, и участок 2 аустенита, образовавшийся в избыточном феррите стали 20. На рис. 75, б показано, по данным авторадиографии, распределение углерода вдоль прямой, отмеченной на рис. 75, а, в образце этой стали посте нагрева до 730 СС с выдержкой 1 мин. На участке 1 содержание углерода доходит до 0,53 %, а на участке 2 — до 0,18 %, что вполне естественно, так как первый участок ближе к источнику углерода (цементиту в перлитной колонии). С увеличением выдержки состав аустенитных участков должен приближаться к равновесному, определяемому линией GS.