вания на диффузию углерода относительно невелико. Поэтому можно полагать, что процесс карбидообразования лимитируется подвижностью карбидообразующих элементов. С понижением температуры превращения их подвижность становится малой и процесс образования специальных карбидов ниже 600-500 °С не идет. При более низких температурах развивается промежуточное превращение.

Зарождение зерен феррита и перлитных колоний при диффузионном у->-а-превращении происходит в пределах одного аустенитного зерна. Как правило, средний диаметр ферритных зерен меньше

аустенитного (dy). Отношение dy/d=K характеризует это различие,

а показывает число зерен феррита, образующихся из одного аустенитного зерна.

Ниже по данным М. А. Штремеля, В. М. Лизунова, В. В. Шкато-ва приведено соотношение между исходным аустенитным dy и образующимся при у->-а-превращении ферритным d зерном стали 08пс

9-11 <33 80-100 1-2 2-2,5 4,1-5,6 1-4 8-16 70-175

Столь существенное изменение значений К я в завиоййости от исходного размера аустенитного зерна свидетельствует о разных механизмах зарождения ферритных зерен. В сталях, легированных сильными карбидообразующими элементами - ванадием, ниобием, титаном, размер зерен аустенита стабилизируется в узких пределах (до 30- 35 км). В случае последующего его охлаждения наблюдается один механизм выделения феррита, прн этом К изменяются в очень узких пределах (iC= 1,6-2,0 и /Сз=4,0-8,0).

Таким образом, перлитное превращение в легированных сталях контролируется скоростью полиморфного у- -- -а-превращенйя и скоростью диффузионного перераспределения легирующих компонентов между исходным твердым раствором и образующимися фазами, т. е. процессом формирования специальных карбидов.

Образование специальных карбидов при диффузионном 7->-а-превращении существенно влияет на свойства сталей со структурой феррито-каридной смеси, которая свойственна большому кругу конструкционных сталей в горячекатаном состоянии, а также после закалки в центре крупных поковок и отливок.

4. Промежуточное превращение

Промежуточное (бейнитное) превращение по своим признакам - кинетике и механизму - носит черты как диффузионного, так и бездиффузионного превращения. Специ-

фика промежуточного превращения в том, что оно развивается при температурах, когда скорость диффузии металлических атомов железа и легирующих элементов крайне низкая, а скорость диффузии углерода еще значительна.

Промежуточное превращение в легированных сталях состоит из диффузионного перераспределения углерода в аустените, бездиффузионного y-va-перехода и карбидообразования.

До сих пор нет единого мнения относительно того, какой из процессов промежуточного превращения является ведущим.

Кинетика промежуточного превращения характеризуется рядом особенностей. К ним относится наличие инкубационного периода, неполное превращение аустенита в изотермических условиях и сохранение некоторого количества остаточного аустенита.

При разделении перлитного и промежуточного превращений в легированных сталях можно установить верхнюю температурную границу промежуточного превращения - температуру Бк{Ьз).

Легирование влияет на кинетику промежуточного превращения, хотя и в меньшей степени, чем на перлитное превращение. Так, в некоторых легированных сталях торможение изотермического превращения происходит во всем интервале промежуточного превращения, а в других - лишь при температурах верхней части этой области. В сталях, легированных 2 % Si или Сг, превращение аустенита останавливается по достижении определенного прс: дела даже при самых низких температурах промежуточного превращения. При легировании сталей никелем или марганцем торможение превращения характерно лишь при высоких температурах промежуточного превращения, при более низких температурах аустенит превращается полностью.

На рис. 51 показано влияние легирующих элементов на продолжительность инкубационного периода, температуру минимальной устойчивости аустенита и максимальную скорость превращения в промежуточной области для высокоуглеродистых сталей с 1,0 % С. Как видно, марганец и хром существенно влияют на кинетику промежуточного превращения, увеличивая продолжительность инкубационного периода и понижая температ\фу минимальной устойчивости аустенита и максимальную скорость превращения.

7-970

в углеродистых и некоторых низколегированных сталях в области повышенных температур на промежуточное превращение может накладываться перлитное превращение. При температурах ниже в некоторых сталях после окончания мартенситного превращения может происхо-

2 3 1

г 3 ч

Легирующий элемент, % (по массе)

Рнс. 51. Влияние хрома, молибдена, вольфрама н марганца при температуре максимальной устойчивости аустеннта на продолжительность инкубацнониого периода т, температуру минимальной устойчивости /д, и максимальную скорость превращения wai в промежуточной области (К. Буигардт, Мюлдер). Сталь с 1,0% С, 1,0% Сг (/ - влияние Мп; 2 - Мо; 3 - W) сталь с 1,0 %С, 0-,3 % Мп; 4- влияние Сг

Рнс. 52. Схема наложения промежуточного и перлитного (а) и мартенситного и промежуточного (б) превращения

дить промежуточное превращение остаточного аустенита (рис. 52). Промежуточное превращение в легированных сталях начинается с перераспределения углерода в аустените, идущего диффузионным путем. При этом в участках аустенита, обедненных углеродом, происходит мартенситное бездиффузионное 7- -а-превращение. Подобный процесс обусловлен повышением мартенситной точки при понижении содержания углерода. Чем выше температура промежуточного превращения, тем выше должна быть мартенситная точка в участках аустенита, претерпевающих 7- -а-превращение, т. е. тем ниже содержание углерода в этих участках.

Чём выше температура промежуточного превращения, тем выше содержание углерода в остаточном аустените. Содержание углерода в а-фазе, наоборот, растет с понижением температуры промежуточного превращения. Различное влияние температуры промежуточного превращения на содержание углерода в 7- и а-фазах обусловливает и

разный характер карбидообразования при промежуточном превращении. При высоких температурах промежуточного превращения происходит выделение карбидов из -фазы, а при низких - из пересыщенной а-фазы, причем при высоких температурах из аустенита выделяется карбид цементного типа.

Возможность выделения карбидной фазы из обогащенного углеродом аустенита при промежуточном превращении возрастает по мере повышения содержания углерода в стали, а также при легировании в последовательности: кремний, марганец, хром, никель.

Кремний и алюминий способствуют максимальному насыщению остаточного аустенита углеродом. Так, в сталях с 0,3-0,6 % С содержание углерода в остаточном аустените при промежуточном превращении может возрасти в 2-3 раза.

В высокоуглеродистых легированных сталях выделение карбидов из аустенита может происходить уже на начальных стадиях промежуточного превращения, поэтому период решетки остаточного аустенита интенсивно уменьшается.

Микроструктура продуктов промежуточного превращения - бейнит. Различают верхний бейнит, имеющий перистое строение, и нижний бейнит, характеризующийся наличием игольчатого строения. Структура нижнего бейнита подобна структуре низкоотпущенного мартенсита. В низкоуглеродистых легированных сталях при высоких температурах промежуточного превращения возможно образование так называемых зернистых структур.

Для промежуточного бейнитного превращения характерно образование микрорельефа на полированной поверхности образца подобно рельефу при образовании мартенсита.

Изучение микроструктур промежуточного превращения осложнено высокой дисперсностью продуктов превращения, а также протеканием вторичных процессов - таких, как распад пересыщенного а-твердого раствора, карбидные превращения и др.

Структура бейнита хорошо разрешается только при больших увеличениях при использовании электронного микроскопа. Типичные структуры верхнего и нижнего бейнита приведены на рис. 53. Если в верхнем бейните карбиды цементитного типа могут выделяться между ферритны-ми пластинами, то в нижнем бейните, где диффузия угле-

рода идет медленнее, углерод выделяется in situ в виде карбидов внутри ферритных игл. Карбиды выстраиваются в более или менее правильный ряд в направлёнии, находящемся под углом приблизительно 60 ° к оси ферритных игл, внутри которых они находятся.

Рис. 53. Структура бейнита стали 38ХМЮА (А, Ю. Калетин) а -верхний, X18 ООО; б - нижний х 15 ООО

Механические свойства продуктов промежуточного превращения существенно зависят от их структуры (см. гл. XIV, п. 2). Как правило, верхний бейнит имеет неблагоприятное сочетание механических свойств, низкое сопротивление хрупкому разрушению. Нижний бейнит имеет хоро-

ший комплекс механических свойств, в ряде случаев превышающий свойства тех же сталей, обработанных путем закалки и отпуска на ту же прочность.

Разработаны бейнитные стали, в которых промежуточное превращение имеет малый инкубационный период, а условия охлаждения обеспечивают подавление выделения доэвтектоидного феррита.

5. Мартенситное превращение

Мартенситное превращение в легированных сталях и сплавах развивается при низких температурах и больших степенях переохлаждения относительно равновесной температуры начала т-а-перехода. При температурах мартенситного превращения полностью подавлены диффузионные перемещения как металлических атомов железа и легирующих элементов, так и металлоидных атомов углерода и азота, поэтому по своему механизму мартенситное превращение всталях и сплавах является бездиффузионным.

Мартенситное превращение может протекать в углерод-содержащих легированных сталях, безуглеродистых легированных сталях, а также бинарных сплавах железо - легирующий элемент. В результате мартенситного превращения обычно образуется пересыщенный твердый раствор на основе а-железа, причем в углеродсодержащих сталях твердый раствор пересыщен в основном углеродом, а в безуглеродистых легированных сталях - легирующими элементами. Содержание углерода и легирующих элементов в мартенсите такое же, как и в исходном аустените.

В углеродистых сталях наблюдается тетрагональность решетки мартенсита вследствие пересыщения твердого раствора углеродом. Степень тетрагональности решетки мартенсита- отношение с/а - определяется содержанием в нем углерода: с/а=1 + ур, где р - содержание углерода, % (по массе); у=-0,046-f0,001 коэффициент.

Кинетика мартенситного превращения в большинстве углеродистых, а также легированных конструкционных и инструментальных сталях носит атермический характер.

Типичная кривая атермического мартенситного превращения приведена на рис. 54.

Как правило, атермическое мартенситное превращение происходит в сталях, мар-