Обзор литературных источников

1.1 Основные закономерности мартенситного превращения

1.1.1 Общие характеристики

Название мартенсит (по имени немецкого металловеда А. Мартенса) первоначально использовалось для описания твердых микросоставляющих, обнаруженных в закаленных сталях. Но и в других материалах помимо сталей встречается тот же тип превращения в твердом состоянии, известный как мартенситное превращение, часто называемый также сдвиговым или смещающим. Термин «мартенсит», применяющийся для фазы, образующейся в результате мартенситного превращения, сейчас употребляется в более широком, чем первоначально, смысле, поскольку мартенситные превращения найдены также в нежелезистых сплавах, чистых металлах, керамиках, минералах, неорганических соединениях, затвердевших газах и полимерах

Следует учитывать, что мартенситные превращения являются бездиффузионными, их признаки не всегда легко заметить, так как многие мартенситные превращения могут происходить при температуре ниже -173.15° С (100 К), когда диффузионное движение атомов незначительно. Это не значит, однако, что все мартенситные превращения происходят при низких температурах, многие из них идут при сравнительно высоких температурах, являясь тем не менее бездиффузионными. Когда новая фаза образуется из исходной мартенситным путем, области твердого тела обычно превращаются с большой скоростью, которая не зависит от температуры. В большинстве случаев конечная доля превращенного материала зависит от температуры и не увеличивается со временем. Отмечено [8], что суммарная кинетика мартенситной реакции зависит от стадий зарождения и роста и определяется более медленной из них. Например, медленное зарождение может приводить к изотермическому характеру превращения. Как будет показано, зарождение мартенситных фаз не подчиняется классической теории зарождения

Межфазная граница между мартенситом и исходной фазой определяется процессом роста при превращении. Так как меж фазная граница является легко скользящей, ее движение не требует термической активации; этот факт известен и из низкотемпературных экспериментов. Поверхность раздела между мартенситом и исходной родительской фазой может быть полностью или частично когерентной в зависимости от специфики материала, подвергающегося превращению. В большинстве случаев, т. е. при образовании мартенсита в сплавах железа, межфазная граница частично когерентная. Исходная и образующаяся решетки когерентно согласуются только в локальных областях границы, вследствие этого накапливается несовпадение решеток, которое должно периодически уменьшаться посредством дополнительного деформационного процесса. В то же время, при превращении типа г. ц. к. -> г. п. у в Со или его сплавах межфазная граница полностью когерентна, и при ее перемещении (перпендикулярно ее положению) происходит полная деформация структуры, определяемая соответствием между двумя решетками. В случае полукогерентной границы в области, образованной продвижением межфазной границы (мартенсите), не происходит простого изменения решетки, определяемого соответствием элементарных ячеек двух фаз.

Мартенситные превращения наиболее существенно отличаются от других фазовых превращений в твердом теле благодаря своим кристаллографическим характеристикам, которые определяют способ переноса атомов от исходной к новой фазе. В этих превращениях важнейшее место отводится координированному изменению структуры, включая соответствие решеток и идеальную плоскую поверхность раздела между исходной и новой фазами, которая при движении (превращении) производит деформацию (искажение) формы при деформации с инвариантной плоскостью. Микронеоднородности в мартенсите, такие как области сдвига, двойники или дефекты упаковки наблюдаются на электронно-микроскопическом уровне. Эта вторичная деформация, неотъемлемая часть процесса превращения, создает условия инвариантной плоскости на микроскопическом уровне и обеспечивает полукогерентную скользящую межфазную границу между мартенситом и исходной фазой. Кристаллографические особенности мартенсита и исходной фазы, такие как габитусная (инвариантная) плоскость и ориентационное соотношение, обычно нельзя выразить в терминах точного соответствия, используя простые миллеровские индексы. Различные кристаллографические характеристики мартенситных превращений будут иллюстрироваться и обсуждаться с привлечением соответствующих экспериментальных примеров. После этою будет представлено краткое рассмотрение феноменологической кристаллографической теории, за которой последует алгебраический анализ.

Превращение аустенита в мартенсит в сталях происходит при больших переохлаждениях ниже точки А₁. Охлаждение из аустенитной области при этом должно осуществляться со скоростью, обеспечивающей подавление распада переохлажденного аустенита по диффузионному и промежуточному механизмам. Мартенситное превращение начинается ниже определенной температуры, называемой мартенситной точкой М_н (или M_s в английской транс­крипции). Образование мартенсита происходит бездиффузион­ным путем: химический состав его остается таким же, как и ис­ходного аустенита. При комнатной температуре растворимость углерода в α-железе чрезвычайно мала. Поэтому мартенсит в углеродосодержащих сталях представляет собой пересыщенный твердый раствор углерода в α -железе.

Мартенситное превращение происходит во многих металличе­ских материалах. Оно наблюдается не только в сталях, но и в безуг­леродистых сплавах на основе железа (например, Fe-Ni, Fe-Mn). При этом возможна перестройка решетки как из ГЦК в ОЦК, так и ГЦК в ГП. Образующийся мартенсит может быть раствором внедрения и раствором замещения. Мартенситное превращение на­блюдается в цветных сплавах (медных, титановых и др.), а также в некоторых чистых металлах (Fe, Ti, Со). Хотя мартенситные пре вращения в разных металлических материалах отличаются по кри­сталлогеометрии, кинетике и строению образующихся мартенситных кристаллов, они имеют ряд общих закономерностей.

1.1.2 Зарождение и рост кристаллов мартенсита

Мартенситное превращение, несмотря на свою специфику, обусловленную низ­кими температурами и упругостью среды, подчиняется общим законам фазовых превращений в твердом состоянии. Оно осуществляется путем образования зародышевых центров и их роста. Возникновение кристаллов мартен­сита может происходить лишь при условии снижения свободной энер­гии системы. Пусть в сплаве на ос­нове железа при охлаждении из фазы с решеткой ГЦК (аустенит) образу­ется мартенсит с решеткой ОЦК. Из рисунка 1.1 следует, что мартенситное превращение термодинамически возможно лишь при темпера­турах, лежащих ниже точки Т₀, соответствующей равенству сво­бодных энергий аустенита и мартенсита. Для того чтобы превращение развивалось, необходимо переохладить аустенит до точки M_н, которая может находиться существенно ниже точки Г₀ (например, для углеродистых сталей примерно на 200...250 °С).

Значительное расхождение между и М_н можно объяснить следующим образом. Как известно, образование новой фазы в твердом состоянии сопровождается не только снижением объ­емной энергии, но и появлением поверхностной энергии и энер­гии упругой деформации:

AF= - VΔf + Sσ + Е_упр. (1.1)

В этом уравнении: V - объем образовавшегося кристалла; Δf - разность удельных свободных энергий исходной и новой фаз; S - площадь поверхности образовавшегося кристалла; σ - межфазная энергия единицы поверхности (поверхностное натяжение); Е_упр - энергия упругой деформации. Величину VΔf часто называют тер­модинамическим стимулом превращения.

Рисунок 1.1 Схема зависимости свободных энергий исходной фазы (аустенита) F_A и мартенсита F_m от температуры

При образовании кристалла мартенсита возникает высокая энергия упругой деформации. Во-первых, сильные искажения ре­шетки связаны с тем, что образующаяся фаза отличается по форме и удельному объему от исходной. Во-вторых, при росте кристаллов мартенсита решетки обеих фаз когерентны, но строение решеток различно и поэтому в зоне их сопряжения возникают значитель­ные напряжения.

В приведенном уравнении 1.1 третье слагаемое обычно намно­го больше второго. Так как Е_упр велико, то для реализации мартенситного превращения необходимо иметь большой термоди­намический стимул, что может быть достигнуто лишь при значительном переохлаждении ниже точки Т₀ (см. рисунок 1.1).

Вопрос о зарождении кристаллов мартенсита окончательно не решен. Большинство исследователей считают, что происходит ге­терогенное зарождение мартенсита. При этом кристаллы мартен­сита формируются в теле зерна исходной фазы, а не возникают на границах зерен, как, например, зародыши феррита или цементита. Местами предпочтительного зарождения мартенсита, по-видимо­му, могут являться дислокации и дефекты упаковки. Наличие та­ких дефектов облегчает в решетке сдвиговую деформацию, что уменьшает работу зарождения мартенсита. Кроме того, дислока­ции могут служить готовой поверхностью раздела образующегося кристалла. Упругие напряжения, возникающие возле дислокаций, также могут способствовать зарождению кристаллов мартенсита.

Считается, что группа из нескольких дислокаций в решетке ГЦК может образовывать конфигурацию, облегчающую превращение небольшого участка в зародыш мартенсита с решеткой ОЦК.

Наиболее наглядно можно представить гетерогенное зарожде­ние при образовании мартенсита с решеткой ГП в фазе с решеткой ГЦК. Так, в сплавах железа с большим содержанием марганца аустенит при охлаждении может превращаться в е-мартенсит с ре­шеткой ГП. В этом случае дефект упаковки, имеющий укладку атомов гексагональной плотноупакованной решетки, представля­ет собой готовый двумерный зародыш мартенсита.

Определенную роль в зарождении кристаллов мартенсита играют напряжения второго рода. Они могут облегчать сдвиговые процессы, являющиеся сутью мартенситного превращения. В стальном порошке, при охлаждении которого возникают небольшие напря­жения, образование мартенсита сильно тормозится или вообще не наблюдается.

Образование мартенсита происходит в результате упорядочен­ного кооперативного перемещения атомов. Так как смещение ато­мов по отношению к соседям осуществляется в строго определен­ных направлениях, то в итоге возникает макроскопический сдвиг, а на полированной поверхности образца появляется рельеф. В процессе сдвига формируется монокристальная пластина мар­тенсита. При перестройке решетки обмен атомов местами не про­исходит, а взаимное перемещение атомов происходит на расстоя­ния, существенно меньшие, чем межатомные, это предопределяет существование когерентности решеток на границе исходной фазы и мартенсита. Важная особенность такой границы заключается в том, что она может перемещаться "скольжением" с очень боль­шой скоростью. В высокоуглеродистых сталях скорость роста мартенситного кристалла, по различным оценкам, близка к скорости звука в среде, не зависит от температуры и достигает нескольких километров в секунду.

Следует заметить, что полностью когерентные границы между исходной фазой и мартенситом встречаются редко, обычно лишь на начальных стадиях образования мартенситного кристалла. За­тем когерентность на межфазной границе нарушается частично за счет появления эпитаксиальных дислокаций, уменьшающих воз­никающие напряжения. Но если эти дислокации могут скользить вместе с межфазной границей, то кристалл мартенсита может рас­ти быстро, как и при наличии когерентной границы.

При росте кристалла мартенсита на межфазной когерентной границе накапливается упругая деформация. Когда напряжения достигнут предела текучести мартенсита или исходной фазы, про­изойдет их релаксация путем пластической деформации и ко­герентность на границе раздела исходная фаза - мартенсит нару­шается. На границе появляется неупорядоченное расположение атомов и ее "скользящее" движение становится невозможным. Вследствие этого дальнейшее увеличение объема мартенситной фазы при превращении будет происходить путем возникновения новых кристаллов, а не за счет подрастания старых.

Существенная особенность мартенситного превращения - его автокаталитичность, которая в разных сплавах выражена в различ­ной степени. Она заключается в том, что образование первых кри­сталлов влечет за собой появление новых, а те, в свою очередь, могут способствовать появлению следующих кристаллов и т. д. Причина автокаталитичности - возникновение направленных полей упру­гих напряжений у краев растущих пластин. Эти упругие напряже­ния способствуют зарождению новых пластин, при росте которых напряжения уменьшаются.

Кинетика мартенситного превращения может быть различной. Этот вопрос рассматривается ниже. Сейчас же отметим, что важ­нейшей чертой мартенситного превращения, вне зависимости от его кинетических особенностей, является распространение пре­вращения на широкий интервал температур. Эту закономерность можно объяснить следующим образом. Каждой температуре, ле­жащей ниже М_н, соответствует определенное количество мест, ко­торые могут служить зародышами новой фазы. По исчерпанию этих мест превращение прекращается. Чтобы "заработали" новые потенциальные места зарождения, необходимо увеличить термо­динамический стимул, т. е. снизить температуру. Другой возмож­ной причиной рассматриваемого явления, по-видимому, является изменение состояния исходной фазы. Как будет показано не­сколько позже, образование мартенсита сопровождается упрочне­нием исходной фазы, что затрудняет развитие сдвиговых процес­сов, а следовательно, и мартенситного превращения. Кроме того, при образовании мартенсита непревращенные участки исходной фазы оказываются зажатыми между мартенситными кристаллами. А так как мартенситное превращение происходит с увеличением удельного объема, то возникающие напряжения сжатия тормозят дальнейшее развитие превращения.

Интервал мартенситного превращения характеризуется не толь­ко температурой начала превращения М_н, но и точкой М_к(M_f)— температурой конца превращения. Но даже при достижении этой точки мартенситное превращение обычно оказывается незавер­шенным. В сталях аустенит, оставшийся непревращенным при образовании мартенсита, называетсяостаточным аустенитом.

Положение точки М_н зависит от химического состава сплавов. Так, в сплавах на основе железа большинство легирующих элемен­тов, так же как углерод, снижают точку М_н. Основная причина влияния легирования на точку М_н заключается в его действии на свободную энергию фаз. Легирование снижает точку T₀, а следо­вательно, и положение точки М_н Пользуясь схемой на рисунке 1.1, не­трудно убедиться, что если элемент повышает F_м, не влияя на F_а, или, напротив, снижает F_а, не изменяя F_м, то имеет место сниже­ние T₀ и соответственно М_н. Когда элемент одновременно изме­няет свободную энергию обеих фаз в указанных направлениях, то снижение Т₀ окажется более существенным, сильнее понизится и М_н. Снижение М_н возможно и в тех случаях, когда элемент повы­шает и F_м, и F_а, но увеличение F_м более значительно. Изменения свободных энергий фаз, противоположные рассмотренным выше, могут вызвать повышение Т₀ и М_н.

В сплавах железа элементы, расширяющие γ-область, снижают Т₀и этому соответствует снижение М_н. Но М_н снижают и неко­торые элементы, суживающие γ-область, и, следовательно, повышающие Т₀ (например, Mo, V). Это может быть связано с умень­шением наклона кривых температурной зависимости свободной энергии. Необходимость накопления определенного термодина­мического стимула для начала превращения приводит к снижению М_н, несмотря на повышениеТ₀.

Влияние легирующих элементов на М_н связано также с изме­нением механических свойств исходной фазы. Элементы, повы­шающие модуль сдвига, увеличивают энергию упругой деформа­ции Е_упр и должны снижать М_н. Легирование может ощутимо упрочнять исходную фазу. Повышение ее предела текучести за­трудняет сдвиговые процессы при превращении и М_н должна сни­жаться. Совместное влияние легирующих элементов на М_н не яв­ляется аддитивным.

1.1.3 Обратное мартенситное превращение

Из анализа температур­ной зависимости свободных энергий исходной фазы и мартенсита (см. рисунок 1.1) следует, что мартенсит при нагреве выше Т₀ может претерпевать обратное бездиффузионное превращение в исходную фазу. Такое превращение возможно при определенной степени перегрева выше Т₀, обеспечивающей нужную величину термоди­намического стимула VΔf. Обратное мартенситное превращение может быть реализовано лишь в тех случаях, когда при нагреве бу­дет подавлено диффузионное перераспределение компонентов в мартенсите. Поэтому оно наблюдается в сплавах с достаточно низкими точками Т₀. Проявлению обратного мартенситного пре­вращения способствуют высокие скорости нагрева.

Следует подчеркнуть, что обратное мартенситное превращение имеет все главные признаки прямого. Оно происходит без изме­нения концентрации твердого раствора. Превращение растягива­ется на широкий интервал температур (рисунок 1.2). Температуру на­чала обратного мартенситного превращения обозначают как А_н (A_s), а конца как А_к (А_f). Образование новой фазы при обратном мартенситном превращении происходит с большой скоростью и на полированной поверхности появляется рельеф.

Рис. 1.2 Схематическая диаграмма прямого и обратного мартенситных превращений твердых растворов разных концентраций (Г.В. Курдюмов).

Обратимость мартенситного превращения проявляется не только в одинаковости его механизма при охлаждении и при нагреве, но и в том, что обратное превращение может происходить по тем же путям, что и прямое превращение при охлаждении. В этих случаях при нагреве рельеф возникает на тех же местах полированного шлифа, что и при охлаждении. Если шлиф, на котором присутст­вует рельеф от прямого превращения, сполировать и затем нагреть по режиму, обеспечивающему развитие обратного превращения, то можно обнаружить, что высту­пу, возникшему при прямом пре­вращении, соответствует впадина при обратном превращении.

Как будет показано ниже, мар­тенсит содержит большое количест­во дефектов кристаллического строения. При нагреве мартенсита неизбежно в той или иной мере происходит перераспределение и ан­нигиляция дислокаций, что должно снижать упругую энергию и облег­чать развитие обратного превращения. Склонность к релаксаци­онным процессам при нагреве зависит от строения и механиче­ских характеристик мартенсита. Поэтому величина температурно­го гистерезиса, т. е. различия между температурами начала прямого и обратного превращений (A_н - M_н) в разных сплавах мо­жет быть существенно различной - от единиц до сотен градусов. Обратное мартеиситное превращение обычно наблюдается в спла­вах, где мартенсит представляет собой твердые растворы замеще­ния (Fe-Ni, Си-А1). В углеродистых сталях, где мартенсит явля­ется твердым раствором внедрения, обратное мартенситное пре­вращение обнаружить не удается. Ввиду высокой подвижности углерода распад мартенсита идет с очень высокой скоростью и прежде, чем будет достигнута точка А_н, успевает образовываться феррито-карбидная структура.

1.1.4 Термоупругое равновесие фаз

В ряде сплавов кристаллы мартен­сита и исходная фаза могут находиться в термоупругом равновесии. Впервые этот эффект обнаружен Г.В. Курдюмовым и Л.Г. Хандросом на сплаве Сu - А1. Его сущность заключается в следующем. В процессе когерентного роста кристалла мартенсита упругая энергия деформации Е_упр может расти быстрее, чем изменяется термодинамический стимул VΔf (см. уравнение 1.1). В этом случае при достижении определенного размера кристалла упругая энер­гия деформации может скомпенсировать выигрыш в свободной энергии, связанной с образованием новой фазы. Тогда рост кри­сталла мартенсита прекратится и он будет находиться в упругом равновесии с исходной фазой без нарушения когерентности меж­фазной границы.

Изменение температуры приводит к смещению термоупругого равновесия. Если температура понижается, то термодинамический стимул увеличивается и кристалл растет до тех пор, пока увеличе­ние упругой энергии не приведет к новому равновесию. При по­вышении температуры величина VΔf уменьшается, избыточная упругая энергия стремится сократить размеры кристалла. Процесс уменьшения величины кристалла можно рассматривать как обрат­ное мартенситное превращение. Тогда следует считать, что точка А_н находится ниже Т₀ и даже ниже М_н.

Реализация термоупругого равновесия происходит при сле­дующих основных условиях. Во-первых, в процессе роста мартен- ситного кристалла должна возникать большая упругая энергия, способная компенсировать изменение свободной энергии, приво­дящей к образованию мартенсита. Во-вторых, должны отсутство­вать релаксационные процессы, которые нарушают когерентность на межфазной границе.

При полном сохранении когерентности обратимое изменение размеров мартенситных кристаллов происходит практически без гистерезиса. Но если когерентность постепенно нарушается в ре­зультате релаксации напряжений путем пластических сдвигов, по­является температурный гистерезис между точками остановки прямого и начала обратного превращений; температура начала обратного перехода повышается и при полной утрате когерентно­сти становится выше Т₀. В последнем случае обратное превраще­ние не может протекать путем скольжения межфазных границ су­ществующего кристалла мартенсита. Оно будет развиваться внутри этого кристалла путем образования и роста зародышевых центров новой фазы бездиффузионным или диффузионным механизмами.

1.1.5 Кристаллогеометрия превращения

а	б
в

Рисунок 1.3. Схема перестройки решет­ки ГЦК в решетку ОЦК. Жирными линиями в решетке ГЦК выделена тетрагональная ячейка, которая при деформации Бейна превращается в решетку мартенсита. В решетке ГЦК указаны не все атомы. На рисунке 1.3 а приведены две системы ординат для решетки ГЦК и ОЦК

В процессе мартенситного превращения происходит упорядоченная перестройка кристалли­ческой решетки. Рассмотрим, как в сплавах на основе железа аустенит с решеткой ГЦК превращается в мартенсит с решеткой ОЦК или близкой к ней ОЦТ решеткой. Наиболее просто бездиф­фузионную трансформацию решетки при этом превращении мож­но мысленно представить, используя так называемую деформацию Бейна (рисунок 1.3). Возьмем две смежных элементарных ячейки аустенита и выделим в них объемно-центрированную тетрагональную ячейку, большая сторона которой параллельна оси [001]_γ. На рисунке 1.3,а эта ячейка показана жирными линиями. Степень тетра­гональности ее велика и составляет :1 = 1,43. Если эту тетраго­нальную ячейку сжимать вдоль направления [001]_γ и одновремен­но растягивать по направлениям <110>_у, то её тетрагональность будет уменьшаться и в пределе получим ячейку ОЦК решетки. Аналогичным образом можно выделить тетрагональные ячейки, большие стороны которых будут параллельны осям [010]_γ и [100]_γ, и при помощи деформации Бейна трансформировать их в ячейки решетки мартенсита (см. рисунок 1.3). Следовательно, при мартенситном превращении в аустените можно указать три равноценных на­правления (оси) бейновской деформации.

Экспериментально установлено (Г.В. Курдюмов), что кристал­лическая решетка образующегося мартенсита закономерно ориен­тирована по отношению к решетке исходной фазы. Для сплавов на основе железа установлены следующие основные ориентационные соотношения:

1. Ориентационные соотношения Курдюмова - Закса (о.с. К-3):

{011}_α || {111}_γ

<111>_α || <101>_γ.

Такая взаимная ориентировка решеток наиболее полно удов­летворяет принципу структурного соответствия. Плоскости типа {111}_γ и {011}_α являются плотнейшими по упаковке атомов в ре­шетке ГЦК и ОЦК соответственно и наиболее близки между собой по строению. Направления типа <101>_γ в решетке ГЦК имеют плотнейшую упаковку атомов, как и направления типа <111>_α в решетке ОЦК.

В решетке ГЦК существуют четыре кристаллографически рав­ноценных плоскости {111}_γ, и плоскость {011}_α может быть парал­лельна любой из них. Кроме того, в решетке ГЦК можно указать шесть кристаллографически эквивалентных направлений <101>_γ, которым в решетке мартенсита будут параллельны направления <111>_α. Следовательно, существует 24 способа (варианта) располо­жения решетки мартенсита относительно решетки аустенита.

2. Ориентационные соотношения Нишиямы (о.с. Н):

{011}_α ||{111}_γ

<011>_α || <211>_γ.

Ориентационные соотношения Нишиямы отличаются от о.с. К-3 поворотом решетки мартенсита относительно направления <011>_α на угол около 6° в плоскости, параллельной {111}_γ, при этом число возможных эквивалентных ориентировок мартенсита уменьшает­ся с 24 до 12.

Г.В. Курдюмов и Г. Закс экспериментально определили ори­ентационные связи между исходной фазой и мартенситом и пред­ложили одну из возможных схем перестройки кристаллической ре­шетки при мартенситном превращении. Формально переход решетки ГЦК в ОЦК, происходящий с соблюдением ориентационных соот­ношений Курдюмова - Закса, может быть достигнут с помощью двух сдвиговых деформаций, одна из которых происходит в плоскости <111>_γ аустенита, входящей в ориентационное соотношение.

Допустим для определенности, что при перестройке выполня­ются следующие конкретные соотношения (конкретный вариант перестройки, см. рисунок 1.3, а):

(011)_α || (111)_γ и [111]_α || [011]_γ.

а	б
в

Рисунок 1.4 Схема перестройки решетки ГЦК в решетку ОЦК по В. Г. Курдюмову и Г. Заксу: 1 - нижняя плоскость; 2 - средняя плоскость; 3 - верхняя плоскость

Сравним расположение атомов в плоскости (111)_γ решетки ГЦК и плоскости (011)_α решетки ОЦК, которые сохраняют взаимную параллельность при перестройке. В нижней части рисунка 1.4 приве­дено расположение атомов в указанных плоскостях для γ и α-фаз, причем на рисунке соблюдена параллельность направлений [011]_γ и [111]_α. Как известно, плоскости {111}_у в решетке ГЦК состоят из параллельных плотноупакованных слоев атомов с укладкой их по схеме АВСАВС... Для простоты выделим из плоскости (111)_γ один ромб (средняя часть рисунка 1.4) и рассмотрим пространственное рас­положение атомов над этим ромбом (верхняя часть рисунка 1.4, а). Аналогичное построение выполним и для решетки ОЦК, для ко­торой характерно чередование плоскостей {011}_α по схеме АВАВ... (верхняя часть рисунка 1.4, в). Отметим, что ромб, выделенный в плос­кости (111)_γ аустенита, имеет тупой угол 120°, а в плоскости (011)_α мартенсита — 109,5°.

Первый сдвиг (сдвиг I на рисунка 1.4, а) заключается в смещении плоскостей (111)_у в направлении большой диагонали ромба [ ]. Если первую плоскость (А) считать неподвижной, то вторая плос­кость (В) сдвигается на расстояние, равное 1/6 диагонали ромба ab. Каждая следующая плоскость сдвигается в том же направлении на расстояние, большее, чем предыдущая, на 1/6 ab. В результате такого сдвига получаем расположение атомов, изображенное на рисунка 1.4, b. Второй небольшой сдвиг осуществляется в плоскости (121)_γ, перпендикулярной плоскости (111)_у в направлении [ ]_γ (сдвиг II на рисунка 1.4, б). В результате этого сдвига угол между плотноупакованными направлениями (тупой угол ромба) изменяется от 120 до 109,5°. Если эти сдвиги дополнить изменением расстоя­ния между атомами (в проекции на рисунке 1.3, в это сводится к из­менению длины сторон ромба), то будет получено расположение атомов, соответствующее решетке ОЦК.

Рассмотрим, как ориентационные соотношения Курдюмова - Закса согласуются с перестройкой решетки по схеме Бейна. Для этого используем пример, приведенный на рисунке 1.3, а, когда диа­гональная плоскость (011)_α и направления [ ]_α тетрагональной ячейки совпадают соответственно с плоскостью (111)_γ и направ­лением [ ]_γ. Если к тетрагональной ячейке приложить деформа­цию Бейна с сжатием по (001)_γ и растяжением по <110>_γ, то парал­лельность между плоскостями (011)_α и (111)_γ,а также между направлениями [ ]_α и [ ]_γ нарушается. Чтобы выполнить ори­ентационные соотношения Курдюмова—Закса, деформацию Бей­на следует дополнить поворотом всей решетки, при котором ось [001]_а отклонилась бы от оси [001]_γ на угол порядка 10°. При такой перестройке необходимо, чтобы диагональная плоскость (011)_α тетрагональной ячейки не изменяла своего положения, а одна из ее диагоналей оставалась бы неподвижной. На рисунке 1.5, б на плоскость (111)_γ аустенита наложена диагональная плоскость ячейки ре­шетки ОЦК и показано, как при перестройке решетки может со­храниться параллельность направлений [111]_α и [011]_γ. При этом предполагается, что атом в центре приведенных участков плоскостей (рисунок 1.5, а) остается несмещенным, тогда как остальные ато­мы в той или иной мере изменяют свои положения. Поворот обра­зующейся ячейки решетки ОЦК по отношению к исходным ячейкам решетки ГЦК показан на рисунке 1.5, б. Даже с этим допол­нением схема Бейна является лишь простой и наглядной иллю­страцией возможности кристаллографически упорядоченной перестройки решетки, но не дает представления о действительных путях перемещения атомов при мартенситном превращении.

а	б

Рисунок 1.5 Схема, показывающая возможный поворот ячейки при перестройке решетки ГЦК в ОЦК, при котором сохраняются кристаллографические соотношения Курдюмова - Закса

Как было сказано выше, рост пластины мартенсита происхо­дит путем макроскопического сдвига. При этом можно выделить плоскость раздела пластины с матрицей, параллельно которой осуществляется этот сдвиг. Такая плоскость называется габитус­ной. Для сплавов на основе железа характерны плоскости габитуса, близкие к {111}_γ, {557}_γ, {225}_γ, {259}_γ и {3,10,15}_γ. Образование мар­тенсита, изменяя форму превращенного объема, вызывает появ­ление рельефа на полированной поверхности, изучение которого дает информацию о поведении габитусной плоскости при пере­стройке решетки.

Рисунок 1.6 Изменение формы превращенного объема и появление рельефа на плоской по­верхности при возникновении мартенситной пластины (схема Б. Билби и Дж. Кристиана)

Пусть в результате макросдвига параллельно габитусной плос­кости ABML образуется кристалл ABCDLMNO (рисунок 1.6). При этом грань мартенситной пластины ABCD, выходящая на полирован­ную поверхность образца FGHE, наклоняется (поворачивается во­круг АВ и CD), оставаясь плоской. Эксперименты показывают, что в пределах точности измерений линии АВ и CD не поворачиваются, но смещаются по отношению к исходной плоскости FGHE. Прямо­линейная риска, нанесенная на аустенитную поверхность, в результате пре­вращения становится ломаной STT'S', сохраняя непрерывность. Отрезок ТT' остается прямолинейным, а отрезки ST и T'S' параллельными (если пре­небречь небольшим изгибом реек в точках излома отрезков). Пере­численные особенности наблюдаются на любой поверхности образца, поэтому можно утверждать, что любая прямая на габитусной плоскости в результате превращения практически не из­меняется по длине. Отсюда следует, что при перестройке решет­ки габитусная плоскость не искажается и не вращается, т. е. она в макроскопическом масштабе является приблизительно неизмен­ной или инвариантной.

а	б	в	г

Рисунок 1.7 Виды деформации при мартенситном превращении (схема Б.Билби и Дж.Кристиана): а - исходный недеформированный участок кристалла; 6 - изменение формы участка при превращении; в- восстановление формы участка скольжением, г - восстановление формы участка двойникованием

При перестройке кристаллической решетки инвариантность плоскости раздела фаз может быть достигнута лишь в том случае, когда имеет место дополнительная деформация. Это можно пояснить следующей схемой. Когда фрагмент исходной фазы (рисунок 1.7, а) пре­терпевает превращение, заключающееся в однородной деформа­ции решетки, изменяются не только тип, размеры и форма эле­ментарной ячейки, но и форма превращенного объема (рисунок 1.7, б). Если при этом рассматривать вертикальную границу участка как границу раздела фаз (штриховая линия на рисунке), то она изме­няет свое положение, т. е. инвариантность не наблюдается. Но, совместив перестройку решетки с пластической деформацией скольжением (рисунок 1.7, в) или двойникованием (рисунок 1.7, г), можно сохранить неизменной форму макроучастка. Тогда боковая грани­ца не изменит своего положения, т. е. будет инвариантной. Но ин­вариантность границы достигается лишь в макромасштабе, на атомном уровне она состоит из ступенек.

Таким образом, наличие инвариантной габитусной плоскости мартенситного кристалла означает, что при его образовании про­текает дополнительная, аккомодационная деформация, осуществ­ляемая скольжением и (или) двойникованием. Деформацию решетки и дополнительную деформацию не следует рассматривать, как самостоятельные последовательные стадии превращения аустенита в мартенсит. Оба эти процесса протекают одновременно и неразделимы.

Сохранение инвариантной плоскости в сочетании с аккомода­цией деформации обеспечивает минимальные напряжения на плоскости габитуса. На краях мартенситного кристалла при этом могут сохраняться напряжения, приводящие к некоторому иска­жению решетки исходной фазы.

Тип габитусной плоскости зависит от химического состава ис­ходной фазы, температуры превращения и предварительной обра­ботки аустенита и связан с видом дополнительной деформации. Возможно, что в конечном счете габитусная плоскость и вид допол­нительной деформации определяются механическими свойствами исходной фазы и прежде всего пределом текучести (упругости).

1.6 Типы мартенситных кристаллов

Металлографическая струк­тура мартенсита в сплавах на основе железа может быть весьма разнообразной. В сталях различного состава мартенситные кри­сталлы могут различаться по своей форме, тонкой структуре и спо­собам сочленения в ансамбли. Это объясняется тем, что кристаллы мартенсита имеют больший объем, чем аустенит, из которого они образовались, поэтому при их появлении возникают значительные анизотропные напряжения. Образование групп кристаллов, опре­деленным образом ориентированных друг относительно друга, приводит к уменьшению внутренних напряжений.

В литературе существуют различные способы классификации мартенсита по его особенностям (признакам): кристаллической структуре (α- или ε-мартенсит); кинетике превращения (атермический, изотермический); форме кристаллов (пластинчатые, иголь­чатые); способам сочленения кристаллов в группы - ансамбли; плоскости габитуса; легированности; температуре образования и т. д. Наиболее удачной и распространенной является классифи­кация типа мартенсита по его морфологическим признакам, в ко­торой также учитываются и другие признаки мартенсита. Так, по морфологическим признакам кристаллы α - мартенсита подразде­ляют на четыре основных типа: реечный, бабочкообразный (бат­терфляй), пластинчатый или линзовидный и тонкопластинчатый.

Для сплавов на основе железа наблюдается определенная за­висимость между степенью легированности твердого раствора и морфологическим типом мартенсита, образующимся при бы­стром охлаждении. В чистом железе, малоуглеродистых и низко­легированных сталях при закалке образуется реечный мартенсит. При увеличении легированности сплавов наблюдается переход от одного типа мартенсита к другому и в высоколегированных спла­вах образуется тонкопластинчатый мартенсит. В качестве примера на рисунке 1.8 показана зависимость типа мартенсита от температуры превращения и содержания углерода для хорошо изученных спла­вов железо-никель-углерод (И. Тамура). Подобные зависимости характерны и для других систем легирования, если легирующий элемент или комбинация эле­ментов приводит к понижению температуры М_н. Коротко опи­шем основные особенности раз­личных морфологических типов мартенсита.

Кристаллы реечного мартенси­та образуются при закалке низко­легированных (малоуглеродистых) сплавов железа и представляют собой тонкие пластины-рейки.

Рисунок 1.8 Зависимость типа мартенсита от температуры превращения и содержания углерода в Fe—Ni—С-сплавах (И. Тамура). Области существования: I — реечного, II — баттерфляй, III — линзовидного, IV — тонко­пластинчатого мартенсита

Каждая рейка является результатом гомогенного сдвига. В преде­лах исходного аустенитного зерна при закалке образуется несколь­ко областей, в каждой из которых рейки мартенсита располагаются почти параллельно друг другу, образуя так называемые пакеты. По­этому такой мартенсит часто называют пакетным. Размеры пакетов зависят от величины аустенитного зерна, но чаще всего бывают близки 3...20 мкм (рисунок 1.9).

В сплавах на основе железа рейки обычно имеют толщину от 0,2 до 2...3 мкм. Типичное соотношение размеров реек 1:7:30, т. е. длина рейки превышает ее ширину в 4...5 раз. Внутри кристаллов наблюдается высокая плотность дислокаций (до 10¹⁰...—10¹² см^-2), поэтому иногда такой мартенсит определяют как дислокационный. Реечный мартенсит имеет габитус, близкий к {111}_γ, чаще всего его характеризуют как {557}_γ. Температура начала превращения — точ­ка М_н намного выше комнатной.

а
б	в

Рисунок 1.9 Структура реечного мартенсита: а — вид пакета, х100; б — светлопольное изображение, х27000; в — темнопольное изображение в рефлексе остаточного аустенита, х27000

В более легированных сплавах железа или в углеродистых сталях с содержанием 0,5... 1,0 % С появляется другая морфологическая раз­новидность мартенсита. Характерной ее особенностью является со­членение двух отдельных пластин мартенсита, образующих тупой угол (рисунок 1.10). Такое сочленение кристаллов определенных ори­ентировок приводит к уменьшению внутренних напряжений. Час­то такие сростки имеют характерный "бабочкообразный" вид, по­этому в англоязычной литературе этот тип мартенсита носит на­звание "баттерфляй"(butterfly)-мартенсит. Наиболее характерную форму кристаллы баттерфляй мартенсита образуют в модельных сплавах (например, Fe—18 % Сг—0,7 % С) с низкой мартенситной точкой при малых степенях пре­вращения, когда кристаллы мар­тенсита располагаются отдельными группами в аустенитной матрице. В углеродистых сталях, у которых точка М_н выше комнатной тем­пературы, тупоугольные сростки кристаллов обычно окружены боль­шим количеством кристаллов рееч­ного мартенсита. При этом затушовывается их характерная фор­ма, поэтому часто более крупные кристаллы баттерфляй мартенсита, расположенные среди мелких реек, называют пластинчатым мартенситом. Как правило, отдельная пластина мартенсита не представляет собой монокристального образования, как в реечном мартенсите, а является сростком двух вариантов мартенситных кристаллов, находящихся в двойниковой взаимной ориентации. Пластинчатому мартенситу приписывают габитус {225}_γ. Температура М_н для баттерфляй мартенсита в разных сплавах из­меняется от +150 до -30 °С.

а	б

Рисунок 1.10 Микроструктура стали с баттерфляй мартенситом, х150: а — начало превращения, б — развитие превращения,

а	б
в

Рисунок 1.11 Структура линзовидного мартенсита: а — начало превращения, х200, 6 — развитие превращения, х200, в — область мидриба, х60000

В высоколегированных сплавах и высокоуглеродистых сталях (У13, У15), закаленных от высокой температуры, образуется так называемый линзовидный мартенсит, кристаллы которого образуют характерные группы, состоящие из остроугольных сочленений: "зигзагов", "ферм", "молний" (рисунок 1.11). По своей форме кристаллы линзовидного мартенсита напоминают выпуклые линзы и яв­ляются продольным сростком двух мартенситных кристаллов, находящихся во взаимно двойниковой ориентации. Граница между ними пролегает посредине пластины и представляет полосу, состоящую из тонких пластин-двойников. Их толщина составляет десятки нанометров. Область кристалла, заполненная двойниками, называется мидрибом. При металлографических наблюдениях на шлифе мидриб выглядит как полоса повышенной травимости внутри мартенситной пластины, но при электрон­но-микроскопических наблюдениях двойники становятся видимыми (см. рисунок 1.11, в). По обе стороны от мидриба на периферии пластины наблюдаются хаотически распреде­ленные дислокации. Их плотность достигает порядка 10⁹...10¹⁰ см^-2. Для многих, сплавов, в которых образуется такой тип мартенсита, точка М_н лежит вблизи комнатной температуры, поэтому в таких спла­вах после закалки остается большое количество остаточного аустенита. Эти кристаллы имеют плоскость габитуса, близкую к (259}_γ причем за плоскость габитуса прини­мают плоскость мидриба.

а	б
в

Рисунок 1.12 Тонкопластинчатый мартенсит: а — начало превращения, х200, б — развитие превращения, х200, в — тонкая структура, х33000

В некоторых высоколегированных сплавах, для которых тем­пература М_н много ниже комнатной температуры (обычно от -120 до -180 °С), образуются полностью двойникованные тонкие кри­сталлы. Такой мартенсит называется тонкопластинчатым или двойникованным мартенситом (рисунок 1.12). Его кристаллы образуют также остроугольные сочленения, но в отличие от линзовидного, кристаллы тонкопластинчатого мартенсита при столкновении мо­гут пересекать друг друга. Кристаллы этого типа мартенсита имеют габитус, близкий к {3,10,15}_γ. В этих сплавах всегда сохраняется большое количество остаточного аустенита.

Наконец, отметим, что в высоколегированных железомарганцевых малоуглеродистых сплавах, а также в некоторых хромоникелевых сталях может образоваться мартенсит, имеющий гексаго­нальную плотноупакованную решетку. Такой мартенсит носит название ε-мартенсита. На практике он встречается редко. Обра­зование ГПУ фазы из аустенита также происходит сдвиговым ме­ханизмом. Перестройку из ГЦК в ГПУ решетку при γ-ε-превращении можно представить сдвигом каждого плотноупакованного слоя (111)_γ на расстояние в одном из направлений типа {112}_γ, лежащих в той же плоскости. При этом последовательность плотноупакованных плоскостей АВСАВС... изменяется на АВАВАВ... По существу, γ-ε превращение можно рассматривать, как накоп­ление упорядоченных дефектов упаковки в аустените. Кристаллы ε-мартенсита имеют вид длинных тонких пластин с габитусом (111)_γ. Такое превращение также приводит к появлению рельефа на поверхности образца, причем высота выступа тем больше, чем больше ширина кристалла ε-фазы. Упорядоченный характер γ-ε превращения приводит к тому, что между γ- и ε-фазами имеются ориентационные соотношения:

()_γ || ()_ε

[ ]_γ || [ ]_ε.

Даже из краткого описания структуры мартенсита следует, что образование новой фазы как при γ-α-, так и при γ-ε-превращениях сопровождается появлением дефектов кристаллической решетки. Для реечного и периферийной части пластинчатого мартенсита этими дефектами являются дислокации, для тонкопластинчатого мартенсита и мидриба пластинчатого и баттерфляй мартенсита — двойники превращения. Дефекты упаковки, образующие ε-мартенсит, также можно рассматривать как дефекты кристаллической решетки. Появление этих дефектов связано с несоответствием кристаллических решеток старой и новой фаз, релаксацией напря­жений, связанных с фазовым превращением, и изменением объе­ма при превращении.

Тип дефектов, возникающих в мартенсите при фазовом пре­вращении, зависит от температуры превращения и связанного с ней соотношения критических напряжений скольжения и двойникования. Если критические напряжения скольжения меньше критического напряжения двойникования, то аккомодация осуще­ствляется скольжением, а в противном случае — двойникованием.

При относительно высоких температурах мартенситного пре­вращения, характерных для реечного мартенсита, релаксация на­пряжений происходит исключительно путем скольжения. Это при­водит к тому, что в реечном мартенсите очень высокая плотность дислокаций.

При глубоко отрицательных температурах основным видом ре­лаксации напряжений в ОЦК фазе становится двойникование. Поэтому в тонкопластинчатом мартенсите наблюдается полно­стью двойникованная структура. Для двух других морфологиче­ских типов а-мартенсита релаксация напряжений происходит как скольжением (дислокаций на периферии пластины), так и двой­никованием (в мидрибе).

Смена механизма релаксации напряжений в значительной мере определяется резкой температурной зависимостью критиче­ских напряжений скольжения и двойникования. С понижением температуры сопротивление скольжению возрастает сильнее, чем сопротивление двойникованию (рисунок 1.13). Вследствие этого при низких температурах превращения двойникование мартенсита бо­лее вероятно, чем скольжение. Несомненно, изменение соотно­шения между критическими напряжениями скольжения и двой­никования является одной из причин влияния легирования на изменение морфологического типа мартенсита, но выделить этот фактор в чистом виде бывает очень трудно, так как при легирова­нии изменяется и прочность аустенита, и положение точки М_и.

Рисунок 1.13 Схема изменений критических на­пряжений скольжения и двойникования и типа мартенсита в зависимости от температуры (Г. Томас): I - реечный мартенсит; II - пластинчатый мартенсит

Наконец, необходимо отметить, что возникающие при фазовом превращении напряжения могут вызывать деформацию исходной фазы — аустенита, которая происходит исключительно путем скольжения. Поэтому в остаточном аустените можно наблюдать по­вышенную плотность дислокаций. Сдвиговый характер γ-α -превращения приводит к тому, что мар­тенсит может наследовать дислока­ции из исходной фазы. Как правило, в аустените при высокой температуре плотность дислокаций невелика, так что в обычных условиях за­калки процессом передачи дислокаций из аустенита в мартенсит можно пренебречь. Но для некоторых обработок, сопровождаю­щихся появлением в аустените большого количества дислокаций, например, ВТМО, становится заметным увеличение дислокаций в мартенсите и, как следствие, повышение прочности стали.

1.1.7 Кинетика мартенситного превращения.

В зависимости от хи­мического состава стали или сплавов изменяются не только тем­пература превращения и морфологический тип мартенситных кристаллов, но и кинетика превращения. Для сплавов на железной основе обычно выделяют три вида кинетики: атермическую, взрывную и полностью изотермическую. Образование мартенсита сопровождается значительными изменениями физических свойств сплавов. Так как в подавляющем большинстве железных сплавов исходная фаза (аустенит) парамагнитна, а мартенсит ферромагнитен, то при изучении кинетики превращения чаще всего измеряют магнитные характеристики (намагниченность насыщения, маг­нитную проницаемость). Исследуя сплавы, в которых ферромагнитен и аустенит, удобно использовать измерение электрического сопротивления или дилатометрию.

Атермическое превращение начинается при достижении тем­пературы М_н, положение которой для сплавов с такой кинетикой не зависит от скорости охлаждения в широком диапазоне ее из­менения. Превращение происходит без инкубационного периода, практически мгновенно, протекает с очень большой скоростью и распространяется на широкую область температур. Понижение температуры в мартенситном интервале сопровождается плавным увеличением количества мартенсита (рисунок 1.14). Приостановка охла­ждения при любой температуре вызывает практически полное пре­кращение превращения. При достиже­нии точки М_н превращение обычно не доходит до конца и в стали сохраняет­ся то или иное количество остаточ­ного аустенита.

Рисунок 1.14. Мартенситная кривая атермическо- го превращения в углеродистой стали (Г.В. Курдюмов)

Атермическое превращение, как правило, наблюдают в железных сплавах, точка М_н которых лежит су­щественно выше комнатной тем­пературы. В таких сплавах образу­ется реечный мартенсит.

Взрывное превращение начина­ется со скачкообразного, взрывоподобного возникновения доста­точно большой порции мартенсита, после чего объемная скорость пре­вращения резко уменьшается и продолжается по атермической кинетике при понижении темпера­туры, а затем может последовать другой "взрыв". Первоначальный "взрыв", при котором за10^-4..10^-3 с может образоваться до 50...70 % мартенсита, иногда оказывается единственным. В таких случаях дальнейшее накопление мартенсита происходит без замет­ных скачков. Однако зачастую скачки превращения могут неодно­кратно повторяться, прерывая плавное его развитие (рисунок 1.15).

Рисунок 1.15. Мартенситные кривые двух об­разцов стали 35Н24Х со взрывным превра­щением (А.Ф. Щербакова)

Температуру начала взрывного превращения, т. е. температуру первого скачка, принято обозначать М_в. Одинаковые образцы од­ного и того же сплава могут иметь заметно различающиеся точки М_в (см. рисунок 1.15). Взрывное возникновение мартенсита сопрово­ждается звуковым эффектом (отчетливо слышны щелчки) и повы­шением температуры в локальных объемах, охваченных превраще­нием. При взрывной кинетике наиболее наглядно проявляется автокаталитичность мартенситного превращения. Мартенситный "взрыв" заключается в том, что образовавшаяся пластина вызывает лавинообразное появление большой группы пластин.

Взрывное превращение развивается в основном в области отрицательных температур. При крупных взрывах обычно возни­кает линзовидный мартенсит с мидрибом. Его кристаллы образуют характерные зигзаги и "молнии". При взрывной кинетике превра­щения может также формироваться тонкопластинчатый мартен­ сит. Но в этом случае крупные "взрывы" не наблюдаются, а на мартенситной кривой появляется множество мелких скачков.

Как было сказано выше, при исследовании взрывного превра­щения с помощью обычной аппаратуры, показания которой про­порциональны количеству мартенсита, регистрируется несколько скачков, в промежутках между которыми записывается плавное нарастание степени превращения. Применение импульсных маг­нитометров, реагирующих не на количество мартенсита, а на мгновенную скорость его образования, позволяет изучить микро­кинетику превращения, т. е. характер образования мартенсита в микрообъемах образца. Оказалось, что в сплавах со взрывным превращением плавным участкам обычной макроскопической мартенситной кривой, располагающимися между более или менее крупными взрывами, соответствует множество скачков на микро­кинетической кривой (рисунок 1.16). Следовательно, кажущееся плав­ным превращение между крупными взрывами в действительности имеет микровзрывной характер. Такая картина наблюдается, в ча­стности, в сплавах железа с 30...32 % никеля.

Рисунок 1.16. Микрокинетика образования мартенсита в стали 05Н31: 1 - температура; 2 - мгновенная скорость превращения в зависимости от времени охлаждения (фрагмент осциллограммы)

Полностью изотермическое превращение в отличие от атермического или взрывного имеет ряд черт, характерных для нормаль­ного неупорядоченного превращения. В изотермических условиях оно начинается по истечении инкубационного периода и его объ­емная скорость сначала возрастает, достигая максимума, а затем снижается. Температурную зависимость инкубационного периода и объемной скорости превращения в этом случае можно описать С-образными кривыми (рисунок 1.17). Наблюдаемое при снижении тем­пературы увеличение скорости превращения обусловлено ростом термодинамического стимула, а ее уменьшение — понижением энергии тепловых колебаний.

Рисунок 1.17. Изотермическое образование мартенсита в сплаве Н2ГЗ (Г.В. Курдюмов, О.П. Максимова)

При непрерывном охлаждении образование мартенсита в спла­вах с изотермической кинетикой зависит от скорости понижения температуры: чем выше последняя, тем при более низкой темпера­туре начинается превращение. Вследствие этого понятие о мартенситной точке М_н становится неопределенным. Иногда в каче­стве условной мартенситной точки принимают температуру, ниже которой возможно образование мартенсита (на рисунке 1.17 она ука­зана штриховой линией). Из рисунок 1.17 следует, что при достаточно быстром охлаждении до низких температур образование мартен­сита может быть полностью подавлено и тогда превращение про­исходит при последующем нагреве. Превращение при нагреве воз­можно и после охлаждения, при котором образовалось некоторое количество изотермического мартенсита.

Следует особо подчеркнуть, что при изотермической кинетике сохраняются все основные черты мартенситного превращения. Рост отдельных кристаллов происходит с большой скоростью, независя­щей от температуры. Превращение распространяется на интервал температур и в изотермичесих условиях до конца не идет. Изотер­мическое превращение характерно для высоколегированных желез­ных сплавов с точкой М_н, лежащей ниже комнатной температуры.

Структура мартенсита, возникающего в сплавах с изотермической кинетикой, разнообразна и зависит от химического состава сплава. Кристаллы изотермического мартенсита в сплавах Fe—Ni—Mn, Fe— Ni—Mo могут быть частично двойникованы, с мидрибом {259}_γ, не параллельным плоскости габитуса, близкой к {112}_γ. В сплавах Fe—Ni, Fe—Cr—Ni и других по быстрой изотермической кинетике образуются пакеты тонких кристаллов с габитусом {111}_γ, пересе­каемые общим мидрибом {259}_γ, или без него (реечный мартен­сит). По изотермической кинетике может формироваться и "бат­терфляй-мартенсит.

В некоторых сплавах с точкой М_н выше комнатной темпера­туры, мартенситное превращение в которых можно рассматривать, как атермическое, существуют две области температур - вблизи М_н и М_к, в которых мартенсит образуется в изотермических условиях. По мере удаления от концов мартенситного интервала и прибли­жения к его середине объем изотермически образующегося мар­тенсита уменьшается вплоть до полного исчезновения. Это явление можно объяснить, допустив, что превращение в таких сплавах по своей природе является изотермическим, но протекает настолько быстро, что скорость в средней части мартенситного интервала не поддается измерению и изотермичность может быть обнаружена лишь вблизи М_н и М_к, т. е. в областях температур с от­носительно низкой скоростью зарождения кристаллов. Описанная разновидность кинетики образования мартенсита получила назва­ние быстрого изотермического превращения.

Причины существования различных кинетических типов мартенситных превращений и связанных с ними морфологических разновидностей мартенсита не вполне ясны. Вероятно, эти особен­ности превращения определяются механизмом релаксации струк­турных напряжений. Механизм релаксации, в свою очередь, опре­деляется термодинамическим стимулом γ → α перестройки, температурой превращения, пределом текучести аустенита, крити­ческими напряжениями скольжения и двойникования в мартенсите.

В некоторых сплавах удается наблюдать как изотермическое, так и атермическое мартенситные превращения, протекающие в той или иной последовательности. Так, в стали 05Н24М5 изо­термическое превращение при понижении температуры сменяется взрывным, а в стали 10Х17Н4 атермическое (не взрывное) превра­щение начинается на несколько десятков градусов выше появле­ния изотермического мартенсита. В сплавах с преимущественно взрывной кинетикой небольшое количество изотермического мар­тенсита может возникать как выше М_в, так и после больших скач­ков превращения.

Постепенный переход от одного типа превращения к другому может наблюдаться при изменении состава сплава. Такая законо­мерность характерна для железоникелевых сплавов. При измене­нии содержания никеля приблизительно от 29 до 30 % обычная атермическая кинетика заменяется взрывной кинетикой, причем этому переходу соответствует изменение структуры. В сплавах, со­держащих менее 29 % никеля, образуется реечный мартенсит, а при содержании никеля около 30 % и более возникает линзовидный мартенсит с мидрибом.

Вышеизложенное позволяет считать, что различие между ос­новными кинетическими типами превращений не являются прин­ципиальными. Взрывное образование мартенсита можно рас­сматривать как предельное выражение атермической кинетики превращения. В то же время атермическое превращение можно представить как изотермическое, но идущее с очень высокой скоростью уже во время охлаждения до любой из температур мартенситного интервала.

Состояние исходной фазы также существенно влияет на мартенситное превращение. В некоторых сталях, претерпевающих мартенситное превращение, аустенит при относительно низких температурах является пересыщенным твердым раствором. Тогда при медленном охлаждении от высоких температур или при вы­держке после закалки в области от 400 до 800 "С, т. е. намного выше М_н, он может распадаться. Образование при распаде зон Гинье-Престона частиц метастабильных и стабильных фаз, изменение химического состава твердого раствора, его напряженного состоя­ния и механических свойств неизбежно сказывается на развитии мартенситного превращения.

Начальные стадии распада пересыщенного аустенита снижают М_н, а более глубокий распад, сопровождающийся значительными изменениями химического состава γ-раствора, приводит к повы­шению мартенситной точки. Эти изменения М_н наблюдаются не­зависимо от типа выделяющейся фазы (карбиды или интерметаллиды) и исходной кинетики мартенситного превращения.