Образованию аустенита

металла при образовании зародышей кри- В6ЛИЧИНЫ К И СТеПСНИ Переох-

мов, что затрудняет присоединение атомов друг к другу в процессе образования зародышей критического размера. Таким образом, зависимость скорости образования зародышей от степени переохлаждения будет иметь максимум. С повышением температуры при нагреве выше Tf подвижность атомов будет возрастать, что обусловливает монотонное нарастание скорости образования зародышей с увеличением степени перегрева. Рост новой фазы происходит за счет исходной путем относительно медленной миграции межфазной границы в результате последовательного перехода атомов через эту границу. Изменение составляющих энергии при росте фазы, аналогичное ее изменениям при образовании зародышей, также обусловливает зависимость скорости линейного роста от степени переохлаждения, имеющую максимум. При этом максимум скорости линейного роста сдвинут в сторону меньших переохлаждений по сравнению с максимумом скорости образования зародышей. При данной постоянной температуре процесс протекает изотермически и относительный объем образующейся новой фазы V увеличивается со временем. Общая скорость фазового превращения определяется суммой скоростей зарождения и роста новой фазы (рис. 13.3).

Из уравнения (23) видно, что растягивающие напряжения уменьшают работу при образовании зародышей графита, что способствует росту их количества, а сжимающие напряжения тормозят процесс зарождения и роста графита.

К такому же результату приводит сопоставление активацибн-ных объемов, вычисленных через энтальпию активации пластической деформации [43] и через изменение термодинамического потенциала модели дефектов в виде зародышей фазы а в фазе р (матрица металла). Действительно, при образовании зародышей

К такому же результату приводит сопоставление активацион-ных объемов, вычисленных через энтальпию активации пластической деформации [47 ] и через изменение термодинамического потенциала модели дефектов в виде зародышей фазы а в фазе р (матрица металла). Действительно, при образовании зародышей фазы а в фазе 3 разность изменений изобарного и изохорного потенциалов, т. е. работ изотермо-изобарического и изотермо-изохорического процессов, приводящих к одинаковому конечному состоянию, определяется [15] из выражения

При образовании зародышей паровых пузырьков непосредственно на реальной поверхности твердого тела, обладающей определенной шероховатостью, статически осредненная кривизна поверхностей шероховатости соответствует средним значениям кривизны возникающих устойчивых зародышей паровой фазы, т. е. для сферических зародышей

Потенциал ц>'м отличается от химического потенциала ф' (гл. I) тем, что последний отнесен к единице массы и содержит поверхностную энергию капли, тогда как ф^ эту энергию не включает. Так как при образовании зародышей ф' = ф", в формуле (IV. 6) разность потенциалов заменим выражением

Рис. 22. Изменение энергии Гиббса при образовании зародышей кристалла в зависимости от их размера R (а) и степени переохлаждения ДТ (б)

Если упругие деформации при образовании зародышей во время распада пересыщенных твердых растворов велики, это приводит не только к большому увеличению зародышей критического размера, но и к усложнению их формы. Последнее связано и с анизотропией кристаллической решетки. Зародыши при твердофазных превращениях должны иметь элипсоидную или иглообразную форму. При такой форме зародышей возможна и хорошая припасовка упаковок атомов обеих фаз, благодаря чему межфазная поверхностная энергия имеет невысокие значения.

Малая величина угла 0 соответствует тому случаю, когда между зародышами и центром существует хорошее сцепление и а вц < О-АЦ- Когда кристаллизация происходит предпочтительно на каких-нибудь центрах, образование зародышей носит гетерогенный характер. Такое зарождение может иметь место при любой величине 9<180°. Это отвечает условию алц<авц + аАв. В этом случае число атомов в зародыше критического размера при гетерогенном образовании зародышей меньше, чем при гомогенном. Чем меньше величина 6, тем эффективней центр кристаллизации. Для гетерогенной кристаллизации степень переохлаждения существенно меньше, чем для гомогенной. При гетерогенном зарождении радиус зародыша не меняется, однако уменьшается число атомов в зародыше, благодаря чему возрастает вероятность достижения 'Критической величины.

Термическая стабилизация объясняется по-разному, в частности закреплением поверхностей раздела атомами внедрения (наблюдалось, например, в сплаве In — Те) * или образованием атмосферы растворенных атомов вокруг дислокаций в исходной фазе, что приводит к увеличению сопротивления матрицы росту мартенситной пластины и может также сказаться на образовании зародышей. Некоторую роль в стабилизации .аустенита ниже М„ может играть, по-видимому, релаксация напряжений, вызванных ранее образовавшимися пластинами. В пользу таких представлений свидетельствует зависимость соответствующих эффектов от времени и температуры.

Стали Сг—Ni—Mn более склонны к образованию а-фазы и растрескиванию, так как содержат меньше Ni, способствующего образованию аустенита.

Легирующие элементы по-разному влияют на условия равновесия. В сплавах железа никель и марганец понижают критическую точку А3 и повышают точку Л4, расширяя тем самым область у-фазы (рис. 85, а), т. е. способствуют образованию аустенита. Элементы Cr, W, Mo, Si, V повышают точку А3 и понижают точку Л4, сужая тем самым ^'Область (рис. 85, 6), т. е. способствуют стабилизации феррита. Большинство легирующих элементов влияют на кинетику превращения аустенита, как правило, замедляя его; последнее объясняется тем, что диффузия легирующих элементов, образующих твердые растворы замещения, происходит медленнее, чем диффузия углерода, что задерживает скорость роста зародыша в процессе превращения аустенита. Схемы типичных случаев влияния легирующих элементов на кинетику превращения приведены на рис. 86 (для сравнения штриховой линией показана ветвь С-кривых, для нелегированной стали). Элементы Mn, Ni, Si, не образующие специальных карбидов (за исключением Мп), замедляют аустенитное превращение, не изменяя формы С-КрИВЫХ

В серых чугунах медь способствует образованию аустенита и снижает температуру перлитного превращения, что приводит к его измельчению. Легирование медью способствует увеличению жидко

Низкое содержание никеля приводит к образованию аустенита, не устойчивого при низких температурах, и мар-тенситное превращение, вызывающее большие напряжения, может отрицательно сказаться на характеристиках разрушения. Проведенная Национальным Бюро Стандартов оценка характеристики разрушения основного материала и сварных стыковых соединений стали Fe—13Сг—19Мп является частью совместной советско-американской программы исследований материалов для криогенной техники. В данной работе приведены результаты испытаний вязкости разрушения и скорости роста трещины усталости (СРТУ).

Замена никеля марганцем в аустенитной стали затрудняется тем, что марганец в значительно меньшей степени способствует образованию аустенита, чем никель. При содержании в стали 16—18% Сг марганец заметно расширяет область двухфазных состояний (фиг. 3). Получение чисто аустенитной струк-

Если последняя получена за счёт присадки одного никеля (20—23%), то сплав обладает хорошей стойкостью не только в атмосферной среде, но и химической (едкие щёлочи, слабые серная и соляная кислоты). Никель можно заменить медью, которая также способствует образованию аустенита. В обычных составах медь может входить в твёрдый раствор в количестве до 2<>/0. В присутствии никеля растворимость меди повышается (2 части Ni на 1 часть Си). В качестве легирующего элемента может служить сплав монель-металл, содержащий никель и медь в указанной пропорции. Антикоррозионные свойства чугуна монель (состав № 17, табл. 62) приведены в табл. 63 [3].

Большое внимание образованию аустенита при скоростном нагреве было уделено киевскими металлофизиками, многолетние исследования которых обобщены в монографии [ 3]. Тем не менее проблема а -^-превращения настолько разносторонняя и сложная, что целый ряд ее аспектов и по сей день вызывает дискуссии и нуждается в дополнительном освещении.

При детальном рассмотрении влияния хрома на ограничение у-области видно, что хром действует двояко. С одной стороны, при введении его в железо до 8% он способствует некоторой устойчивости аустенита, что выражается понижением критических точек А3 и провисанием петли, ограничивающей у-твердый раствор. При большем увеличении содержания хрома он способствует сужению у-области (рис. 1 и 2). Своеобразное влияние хрома как фактора, способствующего образованию аустенита, особенно сильно сказывается в присутствии никеля и углерода, в результате чего аустенитная структура в сплавах с хромом -получается при меньшем содержании никеля, чем в железоникелевых сплавах.

того, ряд элементов — ниобий, титан, тантал, хром и некоторые другие — имеют большую склонность к образованию стойких карбидов, что уменьшает их способность в присутствии углерода действовать в качестве ферритообразующих элементов. Однако образование карбидов уменьшает количество свободного углерода, действующего как сильный аустенитообразующий элемент. Азот, так же как и углерод, способствует образованию аустенита.

Процесс возникновения и развития белого слоя на поверхностях трения представляется следующим. На отдельных участках фактического контакта происходит интенсивная пластическая деформация, сопровождающаяся значительным тепловыделением. Теплота, концентрируясь в поверхностных микрообъемах, создает большой температурный градиент по глубине, в результате скорости нагрева и охлаждения микрообъемов больше, чем при термической обработке. Повышение температуры в отдельные моменты выше критической точки приводит к образованию аустенита из феррито-цементитной смеси, а последующее резкое охлаждение — к появлению закалочных структур, которые в дальнейшем, подвергаясь пластической деформации и периодическому воздействию температурного фактора, переходят в белый слой. Аналогично описанному образуется белый слой при «пропахивании» поверхности трения абразивом.

Большое внимание образованию аустенита при скоростном нагреве было уделено киевскими металлофизиками, многолетние исследования которых обобщены в монографии [ 3]. Тем не менее проблема а -^-превращения настолько разносторонняя и сложная, что целый ряд ее аспектов и по сей день вызывает дискуссии и нуждается в дополнительном освещении.

Нагрев легированных сталей приводит при соответствующей температуре (выше Аг) к образованию аустенита. Но в легированных сталях, содержащих