14.10Влияние условий аустенизации на перлитные структуры

Аустенизация- процесс образования аустенита

1.В перлите есть карбиды , а в полученной структуре нет(диссоциация карбида) Fe3 в F и C. При нагреве идёт разрыв связей и углерод переходит в зерно.

2.Полиморфное превращение

Fe (альфа)в Fe(гамма)

ОЦК ГЦК

3.Атомы железа диффундируют (самодиффузия),с углеродом гетеродиффузия. Выравнивающая химический состав А гетеродиффузия углерода (двухнеравновесная переходит в одноравновесную)

Гомогенизация углерода.

Есть П с Ф и поэтому Т понижается до 720 градусов

В результате диссоциации мартенсита перлитного на границе феррит-цементит (перлитный) и феррит(перлитный)-цементит(перлитный)повышается содержание углерода, следовательно понижается температура полиморфного превращения(которое происходит диффузионным путём)

Повышается% углерода и понижается температура полиморфного превращения.

Fe (альфа)=Fe(гамма)

14.11 В до- и заэвтектоидных сталях эвтектоидному превращению предшествует выделение избыточных фаз Ф или Ц соответственно. Избыточные фазы при небольших степенях переохлаждения относительно А3 зарождаются на границах и растут диффузионным путем.

Зарождение избыточного Ф внутри зерен исходного А возможно на включениях когерентных Ф. Количество выделяющихся избыточных фаз определяется температурой превращения. Чем ниже температура превращения, тем меньше успевает выделиться избыточной фазы. В этом случае образуется квазиэвтектоид.

Квазиэвтектоид - эвтектоид, образ-ся в до- и заэвтектоидных сплавах, по химич. составу близких к эвтектоидной точке в условиях переохл, когда кристаллы, выделение кот. предшествует эвтектоидной реакции, не обособляются в самостоят, структурную составл-ую. Кв. э. имеет пластинчатое строение, тем более тонкое, чем больше переохлаждение. Видманштеттов феррит зарождается на границах зерен исх А и растет вглубь него кристаллографически ориентировано. Наиболее легко переохлаждаются стали с крупным действительным зерном А.

Видманштеттов феррит зарождается на границах зерен исходного А и растет вглубь него кристаллографически ориентировано. Наиболее легко переохлаждаются стали с крупным действительным зерном А.

14.12 Введение легир. эл-тов изм-ет состав и энергетическое сост-ие сходного А и кристаллиз-ся эвтектоида. В легир. сталях карбидной сост-ей П явл.легиров-й Ц или спец. карбид сложного состава. эвт-д (Ф+К). Скорость диффузии легир.эл-та ниже скорости диф-зии С. Некарбидообраз-ие эл-ты в осн. будут дислоцироваться в Ф. Экспериментально установлено 1) Кинетика распада А не опред-ся скоростью диффузии л.э. 2) Диффузия С в легир. А приводит к образ-ию феррито-цементитной стр-ры с тем же распределением л.э. что и в исх. А. 3) Существование метастабильного карбида цементитного типа возможно если содерж л.э. в исх. А не превышает его растворимости в Ц. В противном случае в процессе распада аустенита непосредственно после образ-ия Ц произойдет превращ. Ц→К с образ-ием карбида. Карбидная фаза, образ-ся непосредственно после распада А во всех случаях по хим. Составу и в бол-ве случаев по стр-ре не явл-ся равновесной. После 1 периода т.е. после образ-ия II фазной стр-ры идет вторичный процесс перераспред-ия л.э. Некарбидообраз-ие диффундируют в Ф, а карбидообраз-ие в К. Состав карбидной фазы непрерывно изм-ся только в процессе перлитного превращения, но и в теч. времени после его завершения.

14.13 Особенности мартенситного превращения:

* происходит при наличии у Ме нескольких полиморфных модификаций

* отсутствие значимого диффузионного движения атомов. Мартенситное превращение происходит при значительных степенях переохлаждения и является бездиффузионным полиморфным. Начало мартенситного превращения не зависит от скорости охлаждения, а зависит только от хим. состава сплава.

* не имеет инкубационного периода

* образуется со скоростью около 1 км в сек, нельзя подавить при самых больших скоростях охлаждения

*развивается путем образования новых мартенситных кристаллов. При изотермической выдержке процесс не идет

* сдвиговый характер превращения

Пластическая деформация приводит к срыву когерентности, т.е. идеального сопряжения между кристаллической решеткой исходной фазы А и растущего М. Именно когерентная граница делает возможным бездиффузионное сдвиговое изменение кристаллической решетки.

Мартенситное превращение не идет до конца. Чем более легирован исх. А, тем ниже его пластичность и тем быстрее происходит срыв когерентности. Следовательно, в высокоуглеродистых и высоколегированных сталях образуется меньше М и больший объем занимает Аост.

14.14 Как и любой др. процесс фазовой перекрист-ии март.пр. происходит путём зарождения и роста кристаллов новых кристаллов.

1)Наиб. удовлетв-я гипотеза-это дефекты упаковки возник-е при ращеплении дислокации явл. 2-х мерными зародышами с реш.ГПУ. γ(гцк)→ε(ГПУ)→α(оцк). Этот механизм для Fe-Mn и Cr-Ni сталях.

2) образ-ие М в углеродистых сталях связано с существованием микрообъемов А, обедненных по С. Эти участки имеют флуктуационные стр-ры. М. пр. состоит в закономерной перестройке решётки, при кот. атомы не обмениваются местами_, а лишь смещаются друг относит. друга на расст. не превыш. межатомное .

Мартенситное превращение развивается при непрерывном охлаждении, следовательно, диф-ая подвижность атомов С будет снижаться и все более мелкие объемы А будут обедненными по С.

Мартенситный механизм перестройки решетки отлич-ся кооперативным, взаимосвязанным хар-ром перемещения атомов на расст-ие меньше межатомных, причем соседи любого атома в исх. фазе остаются соседями того же атома в новой фазе.

Хар-ной чертой механизма перестройки кристаллич. решетки явл-ся когерентность межфазной границы А→М во время превращ. Длина мартенситного кристалла зависит от протяженности плоскости сдвига. Любые препятствия распостранению сдвига явл-ся препятствиями росту мартенситных кристаллов.

Важную роль в развитии представлений о механизме мартенситного превращения сыграло установление рентгеновским методом ориентационным соотношений решеток исходной и мартенситной фаз. Известны 3 главных соотношения:

* Курдюмова-Закса ǁ и

* Нишиямы ǁ и

* Гренингера-Трояно промежуточный

14.15 Условно выделяют 3 типа М.пр. отлич-ся кинетикой:

1)атермическое пр. Происх в углеродистых и легир сталях у кот t_НАЧ М.пр. больше 100С. Превращ происх путем появления новых кристаллов М. Хар-ся плавным нарастанием кол-ва М по мере пониж t в мартенситном интервале.

2) Взрывное превращение. M_n>20C. И это хар-но для Fe-Ni и Fe-C сплавах. Хар-ся скачкообр-ым появлением определенного кол-ва М. При t M_n или ниже. Происх. Нарастание кол-ва М скачкообразно за счет образ-ия новых пластин. Если большое кол-во импульсов происх практич одновременно это наз-ся мартенситный взрыв.

3) Изотермич превращ. Реализуется в сплавах с . M_n<20С – это Fe-Ni-Cr и Fe-Ni-Mn сплавы. Можно полностью подавить быстрым охлаждением А до очень низких температур. Никогда не идет до конца, всегда есть Аост. М образуется не так много от десятых долей % до десятков.

Взрывное превращение рассматривают как разновидность атермического, а атермическое можно рассматривать как изотермическое, протекающее с большой скоростью.

Хар-ная черта всех мартенситных превращений - автокаталитичность (развитие превращений подобно цепной реакции, образование одного кристалла провоцирует появление других)

14.16 Различают 2 осн-ых морфологич типа мартенситных кристаллов: пакетный (или реечный) и пластинчатый (двойникованный). Пакетный М образ-ся в углеродистых и легир-ых конструкц-ых сталях (сод-их более 0.5% С), у которых точка М лежит при сравнит высоких t-ах . Кристаллы пакетного М имеют форму тонких пластин (реек). Группа параллельных кристаллов образует вытянутый пакет. В каждом зерне А обычно возникает неск (2-4) пакетов М. Реечные кристаллы М обычно разделены прослойками остаточного А. Т.к пакетный М в низкоуглеродистых сталях образ-ся при высоких t-ах, он претерпевает частичный распад (самоотпуск). Субстр-ра пакетного М сложная и хар-ся большой плотностью дислокаций (~10¹² см^-2). Рейки часто состоят из вытянутых слегка разориентированных субзерен.

Пластинчатый (двойникованный) М образ-ся в высокоуглеродистых сталях (0.8 % С), имеющих низкие t-ры мартенситных точек. Кристаллы низкотемпературного пл-го М имеют линзовидную форму, соседние кристаллы не параллельны и образуют сложные пространственные группировки. Кристаллы пластинчатого М состоят в средней своей части из большого числа микродвойников, образующих среднюю зону повыш. травимости. Размеры кристаллов любой морфологии М во многом определ-ся величиной зерна исх А. Кристаллы М тем крупнее чем больше зерно А. Субструктура характеризуется тем, что под световым микроскопом в сечении пластин можно увидеть среднюю линию – мидриб (область с плотным расположением параллельных тонких двойниковых прослоек).

С понижением температуры сопротивление скольжению быстро растет и, начиная с некоторой температуры, становится больше сопротивления двойникованию. Поэтому при более низких температурах формируется пластинчатый М, а при более высоких – пакетный. Переход от одного морфологического типа к другому происходит в интервале составов.

14.17 Бол-во эл-тов снижают M_{n .} Si не влияет на её. Al и Co повышают. Т.к зав-ть . M_n от содерж Л.Э. близка к линейной, то это влияние хар-ют коэф-том изм-ия . M_n при введении 1% масс Л.Э.

Наиболее сильно влияет С (t= -240С). В сложнолегир сталях влияние Л.Э неаддитивно (не склад-ся коэф-ты).

Влияние Л.Э на . M_k малоисследовано. Наиб. сильно на интервал M_n…..M_k влияет С. При увеличении содержания С в стали до 1%, интервал . M_n…. M_k расширяется, более 1% - сужается. Пониж т. . M_n приводит к увелич-ию А(ост.) фиксированного при комнатной t. Для получ доп кол-ва М в стали с содерж С более 0.5% масс. целесообразно понимать ниже 0С (обработка холодом).

14.18 Если прервать охлаждение в мартенситном интервале, то превращение прекращается и при последующем охлаждении реализуется не сразу и не в полной мере. Это явление получило название тнрмическая стабилизация аустенита.

Мерой стабилизации служит температурный гистерезис- Ѳ=Т_П-М_Н .

Чем больше время изотермической выдержки, тем больше степень стабилизации А. При понижении тем-ры перерыва в охлаждении степень стабилизации А увеличивается. В разных тем-ых интервалах дейст-ют разные механизмы стабилизации. Все современные гипотезы связывают термическую стабилизацию А с деформационным старением (образование сегрегации элементов внедрения). В развитии деформационного старения с увеличением времени выдержки объясняет рост Ѳ.

Уменьшение эффекта стабилизации объясняют перестариванием (образование карбидных или карбонитридных включений) приводит к обеднению А углеродом. Это делает возможным начало мартенситного превращения при более высоких тем-рах.

Релаксация упругих напряжений при увеличении времени выдержки хорошо объясняет повышение степени стабилизации А (уменьшается автокаталитичность март. превращения), но не объясняет рост Ѳ при длительных выдержках.

14.19 Деформационная теория рассматривает мартенситные превращения как самостоятельный механизм пластической деформации.

Мартенситное превращение происходит в упругой среде в зерне сильно переохлажденного А, когда диффузионные процессы практически незначимы. Элементарный механизм мартенситного превращения – это последовательное движение частичной дислокации по стопке атомных плоскостей. Движущей силой является разность свободных энергий новой фазы и исходной фазы. При температуре равной Мо их свободные энергии равны.

Если приложить внешнюю силу, то можно дать преимущество одному из направлений мартенситного сдвига. Работа внешних сил исходной фазы и меньшая степень переохлаждения и образования М может происходить при температурах выше Мн. Работа внешних сил дает необходимую дополнительную энергию для совершения мартенситного превращения.

Роль деформации в сдвиговом превращении многообразна:

* упругая деформация повышает величину внутренних напряжений и создает часть энергии необходимой, чтобы преодолеть сопротивление росту кристалла упругой матрицы.

* пластическая деформация создает места предпочтительного зарождения М, как дефект кристаллической решетки. Данный мартенсит называется мартенсит деформации

* предшествующая мартенситному превращению пластическая деформация исходной фазы А изменяет его субструктуру, морфологию и кинетику

Выше Мд деформация не способствует началу и развитию мартенситного превращения

В интервале Мн-Мк деформации нет, образуется мартенсит охлаждения

Деформация облегчает М превращение и количество М будет больше. С увеличением степени деформации количество образующегося М увеличивается. Увеличение скорости деформации приводит к уменьшению образующегося М.

14.20 Способность стали к повышению твердости в результате закалки является важнейшим результатом закалки на мартенсит.

Механизм упрочнения:

* фазовый наклеп является наиболее общей причиной упрочнения сплавов при закалке. Чем больше легированных элементов содержит исходная фаза, тем меньше упругость обеих фаз и больше величина наклепа.

* влияние С. Чем больше С в М, тем сильнее тетрагональное искажение кристаллической решетки. С образует скопление на дефектах кристаллической решетки исходной фазы А, которые наследует М. Во время охлаждения и после закалки перераспределение С может дойти до выделения дисперсных карбидов из М. Упрочнение за счет образования дисперсных карбидов во время охлаждения называется самоотпуском.

* за счет измельчения структуры при закалке, движение дислокаций тормозят границы М кристаллов.

Мартенситное превращение в чистом Fe и безуглеродистых сталях приводит к повышению прочности .

Второе важное явление при закалке на мартенсит – снижение пластичности. Хрупкость не является обязательным результатом. Низкое сопротивление хрупкому разрушению М связано с присутствием в кристаллической структуре элементов внедрения, которые препятствуют скольжению дислокаций, создавая поля упругих напряжений.

14.21 На Бейнитное превращение часто накладываются перлитное или мартенситное.

Бейнит – это ферритокарбитная стр-ра в углеродистых нелигированных или малолегированных сталях, кот образ-ся в рез-те распада А в интервале t от 500 до 200 С. В высоколегир-ых сталях распад А протекает крайне медленно, поэтому Бейнит имеет более сложную стр-ру Ф_Б+А_{стабил.} или Ф_Б+А_стабил+К. В высоколегир сталях бейнитное превращение не идёт до конца.

Ф_Б не явл-ся равновесной фазой т.к. пересыщен по С.

Бейн. пр. начин. после инкубац-го периода в теч. кот. происходит диф-е перераспред.С. Чем ниже t-ра, тем меньше образ. бейнита и больше ост-ся А(ост). А(ост) предст. В стр-ре до 80% и от него можно избавиться:

1)При длительной выдержке образ-ся перлитные стр-ры и превращение пойдёт до конца.

2)При охлажд. до комнатной t-ры оставшийся А в низкоуглер.и малолегир.сталях можно превртить в М.

3)Приложенные из вне нагрузки в сочетании с ускор. охлажд. приводят к ускорению март пр. и более полному распаду А.

Чем ниже температура бейнитного превращения, тем больше количество Аост превратится в М при охлаждении

Максимальная скорость превращения наблюдается в начале превращения, затем превращение затухает.

14.22 Бейнит прочнее П, причем его прочностные cв-ва растут с пониж t-ры изотермич превращения. Повышенная прочность Б обусловлена малым размером П кристаллов, дисперстными выделениями карбида, повыш плотностью дислокаций, закрепленных атомами С, и искажением решётки Ф из-за пересыщенности его С-ом и легирующими эл-тами. Частицы карбидов, нах-ся внутри альфа-фазы, тормозят движение дислокаций тем эффективнее, чем больше их в ед. V и чем они равномернее распределены. С пониж t-ры превращ дисперстность карбидов возрастает и они располагаются в осн внутри Ф, повышая прочность бейнита. Пластичность при переходе из П обл-ти в бейнитную падает, а за тем с пониж t-ры вновь возрастает. Снижение пластичности связано с тем, что строение верхнего бейнита сравнит грубое. Стали со структурой нижнего бейнита как правило обладают большей вязкостью, чем после закалки на М и отпуска на равную твердость и прочность. Вязкость особенно высока у сталей, легированных Si, в кот бейнит состоит из альфа-фазы и обогащенного С-ом А, а карбидной фазы нет. На получении бейнитной стр-ры основана бейнитная закалка.

14.23 При малой скорости охлаждения, около 1 /мин (охлаждение вместе с печью)- продукт превращения перлит. HB=180

При большей скорости охлаждения, около 60 /мин (охлаждение на воздухе) – более тонкий эвтектоид сорбит. HB=230

Дальнейшее увеличение скорости охлаждения ведет к получению более тонкой структуры эвтектоида – троостит. При дальнейшем увеличении скорости охлаждения кол-во троостита уменьшается, а кол-во Мз увеличивается.

При скорости охлаждения 150-350 /сек происходит бездиффузионное мартенситное превращение при температуре ниже Мн (которое не зависит от скорости охлаждения, а зависит только от хим. состава стали). Твердость будет измеряться в HRC=56-60

Ф в структуре в результате непрерывного охлаждения образуется меньше, чем при изотермической выдержке, следовательно, при непрерывном охлаждении будет кристаллизоваться неравновесный эвтектоид – квазиэвтектоид. Хим. состав квазиэвтектоида в доэвтектической стали меньше и Фп будет больше, чем в равновесном.

В заэвтектоидной стали обратная картина.

В реальных условиях охлаждения эвтектоидное превращение всегда происходит в интервале температур и чем больше скорость охлаждения, тем больше интервал.

Чем больше скорость охлаждения, тем ниже температура превращения, тем меньше в структуре доля избыточной фазы.

Количественную сторону , происходящую при непрерывном охлаждении процессов отражают термо-кинетические диаграммы.

Скорость охлаждения на поверхности изделия больше, чем в центре и при оценке характера структурных превращений нужно учитывать распределение скорости охлаждения по сечению детали.

14.24 Закаливаемость-способность стали обеспечить мах твёрдость пов-ти в результате закалки. При прочих равных усл-ях(тем-ра нагрева под закалку, время выдержки при тем-ре нагрева, скорость охлаждения) закаливаемость стали определяется её хим. составом, в 1-ю очередь содерж. С. Прокаливаемость-это глубина проникновения закал-й зоны. Условно это расстояние от пов-ти до объёмов с полумартенситной структурой. ПМС(50%М+50%Т).

Различают сквозную и несквозную прокаливаемость. Несквозная прокаливаемость появляется в результате того, что при закалке деталь охлаждается с поверхности быстрее, а в сердцевине медленнее. Если скорость охл-я меньше чем V_кр , то деталь вообще не закаливается. Чем меньше V_кр , тем больше прокаливаемость.

V_кр закалки-это мin скорость охлаждения, обеспечивающая бездиффузионное превращение А в М.

V_кр =tgα=(А₁-Т_min)/τ_min

Все факторы, снижающие V_кр повышают прокаливаемость. В 1-ю очередь это хим. состав стали и условия аустенизации, т.е. тем-ра и время выдержки.

Все легир. элементы, за исключением Со, снижают V_кр, т.к. сдвигают S образную кривую вправо и повышают прокаливаемость.

Чем выше темп-ра ауст-ии и больше время выдержки, тем больше устойчивость переохл –го А за счёт лучшей гомогенизации и размера зерна.

Прокаливаемость зависит от размеров закаливаемой детали и от условий охл-я.

Критический диаметр – это наибольший диаметр сечения образца прокаливаемого насквозь. Он характеризует прокаливаемость данной марки стали в данном охладителе. Идеальный критич. диаметр – диаметр максимального сечения, прокаливающегося насквозьпри охлаждении а идеальной закалочной среде, отнимающей тепло от поверхности с бесконечно большой скоростью.

Количественные характеристики прокаливаемости: * глубина ПМС структуры

* критический диаметр

* идеальный критический диаметр

Методы определения прокаливаемости:

* проба на излом

* пробная закалка цилиндрических образцов

* универсальный: метод торцевой закалки

14.25 Структура закал. стали нестабильна и сохр. благодаря малой подвижности атомов при низких t-ах. Нагрев ведётся к существ. изм-ям в строении и cв-в стали. Отпуск-термич. операция закалённая на М стали, сост. из нагрева не выше А₁ выдержки и охл-я. Характер изм-я стр-ры при отпуске зависит от температуры и продолж-ти термич. обработки. В 1-ом интервале(100-200 С) закал. образец укорачивается. Это свидетельствует о расходе наиб. по объёму структурной сост-ей , а именно М.

2-й инт.(200-300 С)-удаление образца кот. связ-ют с распадом А и образованием ферритокарбидной стр-ры.

3-й инт.(300-400 С) –длина образца сокращ. в результате рекристализационных процессов.

Главным при отпуске явл-ся процесс карбидообразования. Мелкие карбиды раств.ся , более крупные округл.ся и укрупняются.

Уже при большом нагреве атомы С способны диффундировать на небольшие расстояния и 1-е превращение при отпуске это распад мартенсита закалки. М_ОТП(Ф+К)+А_ОСТ Превращение происходит диф. путём.Происх низк. отпуск.

На 2-й стадии происх. Распад А(ост) происходит диф. путём. (Ф+Ц_СФ)Т_ОТП Ср. отпуск

На 3-й С_ОТП(Ф+Ц_СФ) Выс. Отпуск

14.26

Распад тетрагонального мартенсита

Экспериментально выявлены 2 разных по природе процесса сегрегации С. Образование примесных атмосфер на дефектах решетки М ( в осн. на дислокациях) и образование кластеров.

При нагреве до температур 100-160 С обнаруживаются кластеры (моноатомным слоем) атомов С . При дальнейшем нагреве они укрупняются вызывая сильное искажение решетки М. Образование кластеров С в М называют зонной стадий распада М. При этом происходит уменьшение степени тетрагональности мартенсита М .

Скопление атомов C в М служат центрами кристаллизации дисперсных кристаллов К (FexC , где х=2 или х=4, 2-малоуглеродистые стали, 4-высокоглеродистые).

Ц(Fe3C) при данных температурах( температурах низкого отпуска) не может существовать G>0.

При нагреве 100-300 С существуют только тетрагональные карбиды.

При температуре отпуска 250-300 С возможно образование моноклинного карбида ( Fe5C2). Эти К хорошо сопрягаются с кристаллической решеткой мартенситной матрицы.

На границе М-К сохраняется когерентность.

Кинетика распада М при отпуске состоит из 2-х этапов:

1. Быстро происходит образование сегрегации С и уменьшением соединения С в М.

2. Зарождение и медленный рост К (FexC). Этот процесс контролируется диффузией С.