Помощничек
Главная | Обратная связь


Археология
Архитектура
Астрономия
Аудит
Биология
Ботаника
Бухгалтерский учёт
Войное дело
Генетика
География
Геология
Дизайн
Искусство
История
Кино
Кулинария
Культура
Литература
Математика
Медицина
Металлургия
Мифология
Музыка
Психология
Религия
Спорт
Строительство
Техника
Транспорт
Туризм
Усадьба
Физика
Фотография
Химия
Экология
Электричество
Электроника
Энергетика

Діаграма розпаду переохолодженого аустеніту



 

Найбільш повною характеристикою перетворень аустеніту при охолодженні для кожної сталі, є ізотермічні і термокінетичні діаграми розпаду переохолодженого аустеніту.

Ізотермічні діаграми характеризують кінетику розпаду аустеніту при постійній температурі переохолодження. Такі діаграми наочні для порівняльної оцінки різних сталей, а так само для виявлення ролі легування та інших факторів (температури нагрівання, розміру зерна, пластичної деформації) на кінетику розпаду переохолодженого аустеніту.

Термокінетичні діаграми характеризують кінетику розпаду аустеніту при безперервному охолодженні. Ці діаграми менш наочні, але мають велике практичне значення, тому що при термічній обробці розпад аустеніту відбувається при безперервній зміні температури, а не в ізотермічних умовах. Якщо відомі швидкість охолодження в різних перетинах реальних виробів, то, наносячи відповідні криві швидкостей охолодження на термокінетичну діаграму, можна визначити температуру перетворення аустеніту та оцінити структуру, що при цьому одержується. Термокінетична діаграма може бути побудована як експериментальним шляхом, так і розрахунковими методами, на підставі ізотермічних діаграм.

Порівняння розташування ліній розпаду аустеніту на обох діаграмах показує, що відповідні лінії на термокінетичній діаграмі знаходяться правіше й нижче тих же ліній ізотермічної діаграми. Отже, те ж перетворення при безперервному охолодженні можливе при більш низькій температурі й впродовж більшого часу, ніж при ізотермічному розпаді аустеніту.

Залежно від легування сталей можна виділити шість основних різновидів діаграм ізотермічного розпаду переохолодженого аустеніту та відповідних їм термокінетичних діаграм (рисунок 4.3).

Для вуглецевих і деяких низьколегованих сталей, що містять в основному елементи, що не утворюють карбідів – нікель, кремній, мідь (рисунок 4.3, а), ізотермічний розпад аустеніту характеризується С-образними кривими з одним максимумом.

Перлітне і проміжне перетворення нероздільні. При безперервному охолодженні такої сталі, залежно від швидкості охолодження, можуть бути отримані три типи структур: мартенситу (швидкість охолодження вище критичної), мартенситу і ферито-карбідної суміші, та тільки ферито-карбідної суміші. Для легованих сталей, що містять карбідоутворюючі елементи: хром, молібден, вольфрам, ванадій (рисунок 4.3, б, г), діаграми розпаду мають дві чітко роздільні між собою області перлітного і проміжного перетворень, для кожної з яких характерні свої С – образні криві.

При вмісті вуглецю 0,4 – 0,5% в конструкційних сталях (типу 20Х2Н4А, 45ХН2МФА, 30ХГСА, 38ХМЮА й ін.) перетворення по I сходинці зрушено вправо стосовно перетворення по II сходинці (рисунок5.3. б), а при більшому вмісті вуглецю, навпаки, I сходинка зміщується вліво стосовно II сходинки (рисунок 4.3, г).

Для хромонікельмолібденових і хромонікельвольфрамових сталей, (наприклад, 12Х2н4, 18Х2Н4МА, 25Х2Н4МА) при вмісті вуглецю в межах 0,13 – 0,25% (рисунок 4.3, в) характерна висока стійкість переохолодженого аустеніту в перлітній області, і мала його стійкість в бейнітній області, внаслідок чого I сходинка на діаграмі розпаду аустеніту відсутня.

В високолегованих хромистих сталях типу 30Х13, 40Х13, 20Х17 (рисунок 5.3. д) проміжне перетворення може бути сильно загальмовано та зрушено в область температур мартенситного перетворення, внаслідок чого на діаграмах розпаду аустеніту є лише перлітне перетворення, а проміжне відсутнє.

У сталях аустенітного класу типу 37Х12Н8М8МФБ (ЕІ481), 45Х14Н14У2М (ЕІ69) (рисунок 4.3, е) завдяки високому вмісту хрому, нікелю, марганцю і вуглецю температура початку мартенситного перетворення знаходиться нижче кімнатної, а розпад аустеніту по I і II сходинках практично не спостерігається.

Слід відзначити, що вище описаний поділ діаграм є умовним, тому що вони не охоплюють усього різноманіття ізотермічних і термокінетичних діаграм розпаду переохолодженого аустеніту.

а - вуглецеві низьколеговані сталі, що не містять карбідоутворюючих елементів; б - леговані сталі, що містять карбідоутворюючі елементи; в - леговані хромом, нікелем, молібденом (вольфрамом) сталі з низьким вмістом вуглецю; г - леговані сталі, що містять карбідоутворюючі елементи; д - високолеговані сталі з високим вмістом хрому; е - високолеговані сталі. 1 - початок перетворення; 2 - кінець перетворення; 3 - початок утворення ферито-карбідної суміші; 4 - початок утворення продуктів проміжного перетворення; 5 - початок виділення карбідів

Рисунок 4.3 – Основні різновиди діаграм (I - ізотермічні,

II - термокінетичні) розпаду переохолодженого аустеніту


Перлітне перетворення

 

В легованих сталях перлітне перетворення складається з безпосередньо поліморфного ГЦК « ОЦК переходу, дифузійного перерозподілу вуглецю та легуючих елементів, в результаті чого утворюються спеціальні карбіди і ферито-цементитна суміш (перліт).

Поліморфний g«a перехід в залізі при малому переохолодженні аустеніту здійснюється шляхом неупорядкованого переносу атомів на відміну від мартенситного перетворення, яке здійснюється при великому переохолодженні і носить зсувний впорядкований характер. Легування істотно впливає на швидкість цього перетворення: воно сильно сповільнюється у випадку одночасного легування залізом, хромом і нікелем або в ще більшому ступені при додатковому введенні молібдену. Сповільнення g«a переходу при легуванні обумовлено підвищенням енергії активації процесу самодифузії заліза й, отже, посиленням міжатомної взаємодії в легованому g–твердому розчині.

Карбідоутворення при перлітному перетворенні є наслідком перерозподілу вуглецю і легуючих елементів між фазами, що утворюються: феритом і карбідом. При наявності карбідоутворюючих елементів в сталі, крім цементиту, можуть утворюватися спеціальні карбіди. Спеціальні карбіди при наявності в складі розчинених сильних карбідоутворюючих елементів (ніобію, ванадію, хрому і ін.) утворюються в переохолодженому аустеніті до початку g«a–перетворення; у надлишковому фериті (в евтектоїдній і заевтектоїдній сталях ця стадія відсутня). На кожній стадії утворюються спеціальні карбіди, тип яких залежить від складу аустеніту.

Якщо до складу сталі входять карбідоутворюючі елементи IV і V груп ( ніобій, ванадій, титан, цирконій) і при аустенітизації вони переходять до твердого розчину, то на всіх стадіях утворюється карбід одного типу – МеС (VC, TiС, ZrС).

Карбіди, що виділилися на різних стадіях, мають різну форму і характер розташування. Карбіди, що виділилися в переохолодженому аустеніті, розташовуються по межах зерен аустеніту і по дефектах кристалічної будови, наприклад, дислокаціях, дефектах упаковки. Карбіди, що виділилися в надлишковому фериті, можуть бути безперервними та переривчастими.

Форма безперервних виділень того самого карбіду, який утворюється на перших етапах розпаду в аустеніті і фериті, різна і визначається орієнтаційним співвідношенням кристалічних ґраток матриці та карбіду.

Карбіди типу MeС утворюються безпосередньо з пересиченого твердого розчину незалежно від цементиту при вмісті в сталі <0,1% ванадію, ніобію, титану; у цементиті ці елементи практично не розчиняються.

У сталях, що містять карбідоутворюючі елементи VI групи (Cr, Mo, W), процес карбідоутворення ускладнюється. Залежно від вмісту легуючого елементу в аустеніті можуть утворюватися декілька типів карбідів. Наприклад: в сталях з хромом - легований цементит (Fe,Cr)3С і спеціальні карбіди (Fe,Cr)7C3, (Fe,Cr)23C6; в сталях з молібденом (вольфрамом) – карбіди (Fe,Mo)23C6, MoС, Mo2С, (Fe,Mo)6C (аналогічні карбіди утворює вольфрам).

В хромистих сталях наряду з механізмом зародження карбідів безпосередньо у твердому розчині можливе утворення карбідів по механізму «на місці» (in situ), при цьому новий карбід зароджується з карбіду того ж елемента, що утворився раніше, але має будову іншого типу. Такий механізм можливий, якщо дві карбідні фази мають відхилення від стехіометричного складу в широких межах, що перекриваються. Тоді принципово можливий перехід одного карбіду в інший, трансформація ґратки в межах усієї карбідної частки або її частини. Так, в хромистих сталях з легованого хромом цементиту можливе утворення гексагонального карбіду хрому: (Fe,Cr)3C→ (Fe,Cr)7C3.

Елементи, що не утворюють карбідів (Ni, Co, Si), особистої участі в процесах карбідоутворення спеціальних карбідів не приймають. Як правило, вони входять до складу цементиту в кількості, рівній їх середньому вмісту в сталі.

Таким чином, перлітне перетворення в легованих сталях контролюється швидкістю поліморфного a«g – перетворення і швидкістю дифузійного перерозподілу легуючих компонентів між вихідним твердим розчином і фазами, що утворюються, тобто процесом формування спеціальних карбідів.

Утворення спеціальних карбідів при дифузійному a«g–перетворенні істотно впливає на властивості сталей зі структурою ферито-карбідної суміші, яка формується в конструкційних сталях у гарячекатаному стані, а так само після гартування в центрі великих виливків.

 

 

Проміжне перетворення

 

Проміжне (бейнітне) перетворення за своїми ознаками — кінетиці і механізму — носить риси як дифузійного, так і бездифузійного перетворення. Воно розвивається при температурах, коли швидкість дифузії металевих атомів заліза і легуючих елементів вкрай низька, а швидкість дифузії вуглецю ще значна.

Проміжне перетворення в легованих сталях складається з дифузійного перерозподілу вуглецю в аустеніті, бездифузійного g«a – переходу та карбідоутворення.

Кінетика проміжного перетворення має ряд особливостей:

- наявність інкубаційного періоду;

- неповне перетворення аустеніту в ізотермічних умовах і збереження деякої кількості залишкового аустеніту.

При поділі перлітного і бейнітного перетворень в легованих сталях можна встановити верхню температурну межу проміжного перетворення –температуру БН.

Легування впливає на кінетику бейнітного перетворення, але в меншому ступені, ніж на кінетику перлітного перетворення. У деяких легованих сталях гальмування ізотермічного перетворення відбувається в усьому інтервалі проміжного перетворення, а в інших – лише при температурах верхньої частини цієї області. В сталях, легованих 2% кремнію або хрому, перетворення аустеніту припиняється по досягненню певної межі навіть при найнижчих температурах проміжного перетворення. При легуванні сталей нікелем або марганцем гальмування перетворення характерно лише при високих температурах проміжного перетворення, при більш низьких температурах аустеніт перетворюється повністю.

На рисунку 4.4 показано вплив легуючих елементів на тривалість інкубаційного періоду, температуру мінімальної стійкості аустеніту і максимальну швидкість перетворення в проміжній області для високо вуглецевих сталей з 1,0% С. Марганець і хром (рис. 4.4) суттєво впливають на кінетику проміжного перетворення, збільшуючи тривалість інкубаційного періоду, і знижують температуру мінімальної стійкості аустеніту і максимальну швидкість перетворення.

Механізм проміжного перетворення і морфологія продуктів проміжного перетворення можуть істотно залежати від температури перетворення.

1 – 3 – сталь з 1,0% С, 1,0% Cr (1 – вплив Mn; 2 – Mo; 3 – W); 4 – сталь з 1,0% C, 0,3% Mn (вплив Cr)

Рисунок 4.4 – Вплив хрому, молібдену, вольфраму і марганцю при температурі максимальної стійкості аустеніту на тривалість інкубаційного періоду t, температуру мінімальної стійкості аустеніту tм.с. і максимальну швидкість перетворення Vmax в проміжній області (К. Бунгардт, Мюллер)

 

При температурах нижче МН в деяких сталях після закінчення мартенситного може здійснюватися проміжне перетворення залишкового аустеніту (рис. 4.5). Проміжне перетворення в легованих сталях починається з перерозподілу вуглецю в аустеніті, який проходить за дифузійним механізмом. При цьому в ділянках аустеніту, які збіднені вуглецем, реалізується мартенситне бездифузійне g®α-перетворення. Подібний процес обумовлений підвищенням мартенситної точки при зниженні вмісту вуглецю. Чим вищою є температура проміжного перетворення, тим вищою повинна бути мартенситна точка в ділянках аустеніту, які перетерплюють g®α-перетворення, тобто тим нижчим є вміст вуглецю в цих ділянках.

Чим вищою є температура проміжного перетворення, тим вищим є вміст вуглецю в залишковому аустеніті. Вміст вуглецю в a–фазі, навпаки, росте зі зниженням температури проміжного перетворення. Різний вплив температури проміжного перетворення на вміст вуглецю в g і a–фазах обумовлює різний характер карбідоутворення при проміжному перетворенні.

Рисунок 4.5 – Схема накладання перлітного і мартенситного (а) і проміжного (б) перетворень

 

При високих температурах бейнітного перетворення виділення карбідів походить з g–фази, а при низьких — з пересиченої a–фази, причому при високих температурах з аустеніту виділяється карбід цементитного типу.

Можливість виділення карбідної фази зі збагаченого вуглецем аустеніту при проміжному перетворенні зростає в міру підвищення вмісту вуглецю в сталі, а так само при легуванні в послідовності: Si, Mn, Cr, Ni. Кремній і алюміній сприяють максимальному насиченню залишкового аустеніту вуглецем. Так, в сталях з 0,3-0,6% С вміст вуглецю в залишковому аустеніті при проміжному перетворенні може зрости у 2-3 рази. В середньолегованих сталях, що містять алюміній і кремній (40ХС, 60С2, 35ГХС2), процес проміжного перетворення при ізотермічній витримці носить двостадійний характер: спочатку утворюється суміш фериту і залишкового аустеніту, сильно збагаченого вуглецем, а потім, при збільшенні тривалості ізотермічної витримки, відбувається виділення карбідів з аустеніту.

В високовуглецевих легованих сталях виділення карбідів з аустеніту може відбуватися вже на початкових стадіях бейнітного перетворення, тому період ґратки залишкового аустеніту інтенсивно зменшується.

Мікроструктура продуктів проміжного перетворення – бейніт. Розрізняють верхній бейніт, який має пір’їсту будову, і нижній бейніт, який характеризується наявністю голчастої будови. Структура нижнього бейніту подібна до структури низьковідвпущеного мартенситу. В низьковуглецевих легованих сталях при високих температурах проміжного перетворення можливе утворення так званих зернистих структур.

При двостадійному проміжному перетворенні на першій стадії утворюється безкарбідний верхній бейніт, що складається з рейкового або глобулярного фериту й залишкового аустеніту.

Механічні властивості продуктів проміжного перетворення істотно залежать від структури. Як правило, верхній бейнит має несприятливе сполучення механічних властивостей, низький опір крихкому руйнуванню. Однак, одержання структури безкарбідного бейніту забезпечує високу ударну в'язкість. Падіння ударної в'язкості спостерігається при переході до другої стадії перетворення з виділенням карбідів з аустеніту.

Нижній бейніт має гарний комплекс механічних властивостей, який у ряді випадків перевищує властивості тих же сталей, які оброблені шляхом гартування і відпуску на ту ж міцність.

Для проміжного бейнітного перетворення характерним є утворення мікрорельєфу на полірованій поверхні зразка подібно до рельєфу при утворенні мартенситу.

Вивчення мікроструктур проміжного перетворення ускладнене високою дисперсністю продуктів перетворення, а також протіканням вторинних процесів – таких, як розпад пересиченого α-твердого розчину, карбідні перетворення і ін.

Структуру бейніту можна докладно розглянути тільки при великому збільшенні при використанні електронного мікроскопу. Типові структури верхнього і нижнього бейніту наведені на рисунку 4.6.

 

а – верхній, х18000; б – нижній, х15000; в – безкарбідний верхній бейніт , х22000 (світлопольне зображення); г – теж (темнопольне зображення в рефлексі {220}J)

Рисунок 4.6 – Структура бейніту сталей 38ХМЮА (а, б) (А.Ю. Калетин) і 30ХГНМ (в, г) (В.М. Счасливцев)

 

Якщо в верхньому бейніті карбіди цементитного типу можуть виділятися між феритними пластинами, то в нижньому бейніті, де дифузія вуглецю проходе повільніше, вуглець виділяється «in situ» у вигляді карбідів всередині феритних голок. Карбіди вистроюються у більш або менш правильний ряд в напрямку, який знаходиться під кутом приблизно 60° до осі феритних голок, всередині яких вони знаходяться. При цьому спостерігається наступне орієнтаційне співвідношення:

 

(4.1)

 

У верхньому бейніті кристалографічні співвідношення фаз є аналогічними до їх співвідношень в перліті.

При двостадійному проміжному перетворенні на першій стадії утворюється верхній бейніт, який складається з рейкового або глобулярного фериту і залишкового аустеніту. Структура безкарбідного верхнього бейніту наведена на рис. 4.6, в, г.

Механічні властивості продуктів проміжного перетворення залежать від їх структури. Як правило, верхній бейніт має несприятливе сполучення механічних властивостей, низький опір крихкому руйнуванню. Однак отримання структури безкарбідного бейніту забезпечує високу ударну в’язкість верхнього бейніту. Падіння ударної в’язкості спостерігається при переході до другої стадії перетворення з виділенням карбідів з аустеніту. Нижній бейніт має гарний комплекс механічних властивостей, який у ряді випадків перевищує властивості тих же сталей, оброблених шляхом гартування і відпуску на ту ж міцність.

Розроблені бейнітні сталі, в яких проміжне перетворення має інкубаційний період, а умови охолодження забезпечують нівелювання виділення доевтектоїдного фериту.

Особливості проміжного перетворення. Відомо, що проміжне перетворення аустеніту характеризується рядом особливостей:

– перетворення не пов’язане з перерозподілом легуючих елементів між фазами;

– в процесі перетворення реалізується перерозподіл вуглецю. В залежності від складу сталі може спостерігатися як збільшення (до 1,6% С), так і зниження вмісту вуглецю в аустеніті, пов’язане з виділенням карбідів. В деяких випадках слідом за збагаченням вуглецем спостерігається виділення карбідів;

– g®α-перекристалізація реалізується за мартенситним механізмом.

Процеси перерозподілу вуглецю в аустеніті в проміжному перетворенні в значній мірі визначають структуру і фазовий склад сталі. Характер цих процесів залежить від вмісту вуглецю і легуючих елементів в сталі, а також від температури перетворення.

В деяких сталях встановлена відсутність зміни концентрації вуглецю в аустеніті в ході проміжного перетворення (1% С, 3% Cr та 0,79% C, 2,8% Al)). Це може бути пов’язано з тим, що одночасно протікають процеси збагачення аустеніту вуглецем і виділення карбідів.

Зниження температури проміжного перетворення, у зв’язку зі зниженням швидкості дифузії вуглецю, робить складним безпосереднє виділення карбідів з аустеніту, у зв’язку з чим переважає (при вмісті вуглецю до 0,6-0,7%) процес насичення аустеніту вуглецем, як кінетично більш вигідний, та не потребуючий дифузії вуглецю на велику відстань, яка необхідна для утворення карбідної фази. Низька дифузійна рухливість вуглецю в аустеніті обумовлює збереження неоднорідності по вуглецю після часткового проміжного перетворення. На користь цього свідчить той факт, що в низьковуглецевих низьколегованих сталях поблизу продуктів проміжного перетворення знаходяться ділянки аустеніту з підвищеною стійкістю.

Дослідження кінетики перетворення аустеніту у високовуглецевих сталях, які містять 0,9-1,6% С та легованих карбідоутворюючими елементами і кремнієм в бейнітній області дозволили встановити, що в сталях, які містять 1-3% кремнію по масі і вуглець в кількості 1,4-1,6% С перетворення починається з утворення α-фази в усьому температурному інтервалі бейнітної області. В процесі перетворення аустеніт збагачується вуглецем до певної концентрації. Зі збільшенням вмісту вуглецю в сталі кількість неперетвореного аустеніту, який збагачений вуглецем, зменшується. Період гратки такого аустеніту в сталях однакової легованості, які містять різну кількість вуглецю, є однаковим. Зниження температури ізотермічної витримки призводе до зростання параметру гратки неперетвореного аустеніту, що свідчить про підвищення вмісту в ньому вуглецю. В сталях, легованих хромом і кремнієм, які містять вуглецю 0,9-1,6%, при температурі ізотермічної витримки, меншій за 350°С, перетворення починається з виділення α-фази, аустеніт, що не перетворився, збагачується вуглецем, але навіть після 100 годин витримки залишається не перетвореним на двофазну суміш ферит-карбід. Карбідна фаза утворюється як результат самовідпуску α-фази і представляє собою e-карбід. В сталі 9ХС при температурі вище 350°С перетворення одразу починається з двохфазного розпаду. В сталях 140ХС, 160ХС двохфазний розпад одразу ж реалізується в температурному інтервалі 380-400°С і 360-380°С відповідно. При вище вказаних температурах бейнітне перетворення в сталях 140ХС, 160ХС починається з виділення карбідів пластинчатої морфології, після чого збіднений вуглецем аустеніт розпадається на двофазну суміш ферит-карбід. Кількість карбідів, які утворюються на першій стадії перетворення, є більшою в сталі 160ХС. Встановлено, що при однаковому вмісті легуючих елементів в досліджених сталях, незалежно від вмісту вуглецю, двофазний розпад перетерплює аустеніт, який має певний період гратки і, відповідно, певну кількість вуглецю. Причому, в сталі, яка легована кремнієм, період гратки такого аустеніту значно вищий, ніж в сталі, яка легована кремнієм і хромом одночасно.

На сьогодні висловлене припущення про утворення в процесі проміжного перетворення ділянок аустеніту з підвищеною і зниженою концентраціями вуглецю в порівнянні з середньою. Ділянки аустеніту зі зниженою концентрацією вуглецю перетворюються в α-фазу за механізмом когерентного росту, а ділянки аустеніту з підвищеною концентрацією вуглецю мають різну стійкість і можуть при певних умовах виділяти карбіди.

Також висловлене припущення про те, що вже у вихідному аустеніті при температурах його стійкості можливі локальні неоднорідності в результаті дії сил хімічного зв’язку. В проміжній області поперед усього перетворюються ділянки аустеніту зі зниженою концентрацією вуглецю; цим пояснюють підвищення кількості вуглецю в аустеніті. Таке припущення, однак, не пояснює ні зниження вмісту вуглецю у сталях, ні факту відсутності зміни вмісту вуглецю в аустеніті деяких сталей. Неоднорідність вихідного аустеніту може грати деяку роль у розвитку проміжного перетворення, оскільки вона може полегшити перерозподіл вуглецю.

Якщо при проміжному перетворенні залишковий аустеніт збагачується вуглецем, то ступінь його збагачення (при однаковому ступіні перетворення) є тим вищою, чим вище температура перетворення.

Експериментальні дані свідчать, що підстав пов’язувати гальмування проміжного перетворення зі збагаченням аустеніту вуглецем немає. Самогальмування перетворення спостерігається і у тому випадку, коли вміст вуглецю в аустеніті знижується. Причина самогальмування проміжного перетворення, очевидно, пов’язана з механізмом g®α-перекристалізації.

g®α-перекристалізація при бейнітному перетворенні реалізується за мартенситним механізмом. На користь цього свідчать експериментально встановлені факти: утворення поверхневого рельєфу при перетворенні аустеніту в проміжній області; наявність кристалографічних орієнтировок між аустенітом і α-фазою; співпадання температури початку мартенситного перетворення відповідним чином легованого заліза з верхньою границею бейнітного перетворення в сталі з таким самим вмістом легуючих елементів; тетрагональність α-фази, яка отримана при бейнітному перетворенні в інтервалі температур 250-300°С.

Дослідники Ко і Котрелл прямим спостереженням показали, що бейнітне перетворення супроводжується утворенням рельєфу на полірованій поверхні шліфа. Ріст пластин спостерігається як в подовжньому, так і в поперечному напрямках, швидкість росту є значно меншою, ніж при мартенситному перетворенні.

Сміт і Мейль встановили наявність кристалографічних орієнтировок між g- та α-фазою при бейнітному перетворенні (для нижнього бейніту), які відповідають орієнтаційному співвідношенню Курдюмова-Закса:

 

(111)g//(011)α і <101>g//<111>α (4.2)

 

Гофман і Шумахер рентгенівським методом визначили зв’язок орієнтировок g- та α-фаз (для верхнього бейніту). Орієнтировка фаз відповідає орієнтаційному співвідношенню Нішиями:

 

(111)g//(011)α і <121>g//<011>α (4.3)

 

Різні дослідники по різному описують механізм перетворення аустеніту в проміжній області температур. За Хабакеном механізм бейнітного перетворення представляється наступним чином:

- утворення при охолодженні скупчень дислокацій в аустеніті;

- збагачення цих ділянок вуглецем;

- утворення в ділянках аустеніту, які збіднені вуглецем, центрів α-фази, когерентних з аустенітом за декількома площинами;

- кристали α-фази можуть проростати скрізь області аустеніту, збагаченого вуглецем;

- всередині пластин α-фази виділяються карбіди;

- при рості α-фази вуглець відводиться в аустеніт.

Слід відзначити, що карбіди можуть виділятися не тільки всередині пластин α-фази, але й між пластинами, а також безпосередньо з аустеніту. Утворення карбідної фази на певному етапі бейнітного перетворення може взагалі бути відсутнім. Можливість виділення карбідів з тієї або іншої фази, а також морфологія карбідів залежать від легування, вмісту вуглецю і температури перетворення.

Ко і Котрелл на підставі безпосереднього спостереження росту пластин зробили висновок, що, оскільки швидкість росту цих пластин є меншою, ніж при мартенситному перетворенні, когерентний ріст пластин α-фази контролюється відводом вуглецю в аустеніт. Вважається, що когерентної різниці між верхнім і нижнім бейнітом немає, тому що в усьому інтервалі температур проміжної області перетворення супроводжується утворенням рельєфу. Різниця в структурі продуктів розпаду в залежності від температури перетворення, визначається розташуванням карбідів, що виділилися. При самих високих температурах проміжної області утворюється α-фаза, яка практично не містить вуглецю («голчастий» ферит, Х-фаза, «пробейнітний» ферит) і вуглець відноситься в аустеніт. З аустеніту при певних умовах можуть виділятися карбіди. Структура грубодиференційована. При більш низьких температурах знижується швидкість дифузії вуглецю і пластинчасті карбідні кристали виділяються між пластинами α-фази (периста структура). Пластини α-фази при цьому оточені оболонкою, що світло травиться, та являє собою аустеніт з підвищеним вмістом вуглецю. Подальше зниження температури перетворення ще більше знижує швидкість дифузії вуглецю в аустеніті. При цьому карбіди виділяються всередині пластин α-фази (нижній бейніт).

Девенпорт і Бейн вважали, що бейніт формується подібно до мартенситу з наступним миттєвим відпуском. З іншої сторони, експериментально встановлено, що аустеніт, в інтервалі бейнітного перетворення перетворюється значно повільніше, в порівнянні з формуванням мартенситу. Для вирішення цього протиріччя запропоновано механізм, який полягає у повторенні зародження субкомірок, кожна з яких формується відносно швидко за мартенситним механізмом до обмеженого розміру. Відмічається, що процес зародження α-фази при бейнітному перетворенні має зсувний характер, але на відміну від зародження при мартенситному перетворенні, яке є бездифузійним, в процесі утворення зародків реалізується перерозподіл вуглецю. В сталях достатньої чистоти, α-фаза зароджується переважно на границях зерен аустеніту і росте вглибину аустенітного зерна, знаходячись з ним в орієнтаційному співвідношенні, яке складається з набору орієнтировок отриманих комбінацій деформації Бейна з обертанням абсолютно жорсткого тіла не більше, ніж на 11°. У той же час встановлений факт зародження α-фази на неметалевих включеннях всередині аустенітних зерен.

Процес росту бейнітного агрегату (в оригіналі «пучка»), можна представити як зародження і ріст індивідуальних субкомірок. Нові субкомірки зароджуються поблизу вершин існуючих, що пов’язано, ймовірно, з розподілом пружного поля поблизу існуючої субкомірки. Якщо передбачити, що комірки ростуть до лімітованого розміру впродовж часу tC, і інтервал часу до зародження наступної субкомірки при вершині попередньої - , тоді швидкість подовження бейнітного агрегату (пучка) - VS описується рівнянням:

 

(4.4)

де: V – середня швидкість росту субкомірок;

 

Безпосередні спостереження за ростом бейнітних агрегатів («пучків») показали, що їх подовження здійснюється з постійною швидкістю. Встановлено також, що збільшення вмісту вуглецю, нікелю, хрому призводить до зменшення швидкості подовження. Відношення Vпотовщення/Vподовження не залежить від розміру пучка. Однак, це не означає, що потовщення та подовження є парними процесами, оскільки потовщення триває і після завершення подовження. У той же час, швидкість потовщення знижується зі збільшенням товщини.

Аналіз даних по кінетиці бейнітного перетворення показує, що швидкість росту в габітусній площині агрегатів (пучків) і субкомірок бейніту є значно вищою, ніж можна було очікувати від росту, що контролюється дифузією вуглецю. Це узгоджується з передбаченням про дифузійний ріст субкомірок. У той же час, швидкість росту в габітусній площині є значно меншою, ніж при мартенситному перетворенні. Зміна форми, яка супроводжує мартенситне перетворення, свідчить, що границя g/α є ковзаючою, границя пересувається повільно, особливо в передбаченні бездифузійного росту. Можливо, що уповільнення просування границі g/α при бейнітному перетворенні в порівнянні з мартенситним перетворенням, пов’язано з додатковою дисипацією енергії за рахунок дифузії вуглецю в полі напруг, які виникають при когерентному рості α-фази.

В роботі Лобова зі співавторами проведений розрахунок швидкості росту кристалу бейніту, яка контролюється дифузією вуглецю, з врахуванням впливу полів пружних напруг навколо зростаючого центру α-фази (виникає внаслідок когерентності на границі розділу g/α) на параметри дифузії вуглецю. Зіставлення розрахункових значень швидкості росту кристалів бейніту з експериментальними даними дозволяє зробити висновок, що в верхній області температур проміжного перетворення, в якій релаксація напруг, що виникають при рості кристалу, проходить порівняно швидко, ріст контролюється нормальною дифузією вуглецю від зростаючого кристалу бейніту всередину вихідного аустеніту. У той же час, в нижньому інтервалі температур в проміжній області швидкість росту кристалів бейніту контролюється дифузією вуглецю в полі пружних напруг (дрейф) і навіть з врахуванням похибки на зустрічну дифузію, швидкість росту у даному випадку виявляється у 10-100 разів більшою, ніж при нормальній дифузії, хоча і у цьому випадку швидкість росту значно менша, ніж при рості мартенситу.

Окремий інтерес представляє питання про зародження нової фази при бейнітному перетворенні, а саме, встановлення типу зародження – гомогенний чи гетерогенний, і, у випадку останнього, конкретних дефектів, на яких зародження є переважним. Так, Кан, розглянувши зародження некогерентних центрів нової фази на дислокаціях, прийшов до висновку, що в залежності від співвідношення (α0) між виграшем вільної енергії при утворенні нової фази ( ), енергією поверхневого натягнення (σ) на границі розділу зародок/матриця і власною енергією дислокації (А) можливі два випадки:

1) якщо , то мінімум зміни вільної енергії системи відповідає , тобто функція має екстремум і для того, щоб ріст зародку нової фази був можливий, необхідно досягнути деякого критичного розміру.

2) якщо , то екстремальні точки функції відсутні. Це означає, що внаслідок виникнення нової фази і зникнення області, що зайнята центром пружного поля дислокації, енергетичний виграш перекриває програш на утворення поверхні розділу фаз. Процес зародження не потребує подолання енергетичних бар’єрів і може розвиватися лавиноподібно. Кан також визначив залежність відношення енергії зародження центру нової фази на дислокації до енергії зародження центру нової фази без дислокації в залежності від параметру α0. При збільшенні α0 це відношення монотонно зменшується, тобто наявність дислокацій полегшує процес зародження центрів нової фази.

Розглянутий процес зародження когерентного зародку на дислокаціях. Зміна енергії системи, що приходиться на елемент об’єму dz-dφ (в циліндричних координатах) складається з трьох частин:

1) об’ємної енергії ,

де: - питома зміна вільної енергії при зміні складу;

2) поверхневої енергії ,

де: - поверхнева енергія неоднорідності;

3) енергії взаємодії атомів домішок, які знаходяться в неоднорідності, з дислокацією .

Вдалося показати, що при є можливим утворення когерентної нової фази, причому при повинно здійснюватися утворення критичного зародку у формі циліндру, а при зародження може реалізовуватися без утворення критичного зародку, тому що є значення φ, для яких величина монотонно знижується.

Проведений аналіз літератури показує, що незважаючи на велику кількість робіт по дослідженню бейнітного перетворення і великий накопичений експериментальний матеріал по механізму, кінетиці перетворення, впливу легуючих елементів на закономірності структуроутворення, ряд вельми важливих моментів залишаються нез’ясованими. Одним з основних суперечливих моментів є питання про те, в який момент реалізується перерозподіл вуглецю між фазами: до перетворення, в момент перетворення, після перетворення або цей, дифузійний за своєю природою, процес починається до і закінчується після завершення зсувного gÛα перетворення. У той же час, надзвичайно важливим є також питання про те, яким чином різні легуючі елементи змінюють кінетику бейнітного перетворення, характеристики карбідоутворення, послідовність виділення фаз (пробейнітний карбід або пробейнітний ферит) в процесі бейнітної реакції.

 





©2015 studopedya.ru Все права принадлежат авторам размещенных материалов.