Превращения образуется

Необходимая скорость охлаждения при закалке определяется скоростью выпадения избыточных фаз из переохлажденного и пересыщенного твердого раствора. Для этой цели строят диаграммы изотермического превращения переохлажденного твердого раствора (С-образные диаграммы), пример которой приведен на рис. 411. Согласно этой диаграмме максимальная скорость превращения наблюдается вблизи 300°С.

В результате распада аустенита в нижней области бейнитного превращения наблюдается некоторое повышение прочности, твердости и пластичности.

Олово существует в двух аллотропических формах: белое олово $ устойчиво от температуры плавления до +13,2° С, ниже этой температуры (З-олопо переходит в хрупкую а-форму. На практике благодаря склонности олова к сильному переохлаждению, переход белого олова в серое происходит при более низких температурах. Максимальная скорость превращения наблюдается при —40° С,

Титан относится к парамагнитным металлам, магнитная восприимчивость его, по данным различных авторов, составляет при 20°С 3,2 • 1СГ6 см3/г. Она повышается с возрастанием температуры от -200 до +800°С по линейному закону. Температурный коэффициент в этом интервале составляет 0,0012-10"6 см3/(г-°С). В области а-»(3-превращения наблюдается резкое возрастание восприимчивости. Так же, как и другие физические характеристики, магнитная восприимчивость титана зависит от кристаллографической направленности. Максимум удельной магнитной восприимчивости наблюдается вдоль плоскости призмы параллельно оси с кристаллической решетки, минимум-параллельно плоскости базиса. Легирование а-фазы приводит, как правило, к снижению удельной магнитной восприимчивости. Однако температурная зависимость магнитной восприимчивости в этом случае может отклоняться от линейной. По величине этого отклонения и температурному интервалу, в котором оно происходит, можно судить об образовании интерметаллических соединений или их предвыделений.

Исследование рельефа мартенситного превращения стали Х12Н5М4К9 в литом и в аустенизированном по разным режимам состояниях показало определяющее влияние концентрационной неоднородности на устойчивость остаточного аустенита в микрообъемах по границам и телу зерна. После однократной аустени-зации при 840° С, 5 мин и охлаждения рельеф ^-^-превращения наблюдается по телу зерна, в местах, где при нагреве фиксируется рельеф а ^-"(-превращения. В приграничных областях («проталинах»), характеризующихся повышенной концентрацией аустенитостабилизирующих элементов, рельеф не образуется (рис. 3, а). Еще два нагрева до 850° и один до 960°С продолжительностью каждый по 5 мин с последующим охлаждением до 20° С практически не привели к изменению структуры «проталин» (рис. 3, б). Только выдержка 1,5 ч при 960° С привела к образованию мартенситного рельефа в «проталинах».

Олово существует в двух аллотропических формах: белое олово $ устойчиво от температуры плавления до +13,2° С, ниже этой температуры (З-олопо переходит в хрупкую а-форму. На практике благодаря склонности олова к сильному переохлаждению, переход белого олова в серое происходит при более низких температурах. Максимальная скорость превращения наблюдается при —40° С,

Другой Тип карбидного превращения наблюдается в стали 5ХГСВФ, цмеющей повышенное содержание хрома. В результате отпуска при 500 — 550° С в этой стали наблюдается наряду с карбидами типа Ме3С образование некоторого количества дисперсных частиц карбидов типа Ме7С3, распределенных относительно равномерно в объеме металла и вяло коагулирующих при этой температуре. Снижения теплостойкости вследствие карбидного превраще-

Оценку неоднородных микронапряжений проводили на модельных двухкомпонентных сплавах: ,Fe + 16% Ni (HI6) и Fe + + 25% Ni (H25). ЧВ этих сплавах при мартенситном механизме 7~-~* а превращения наблюдается сильное размытие рентгеновских интерференционных линий, обусловленное в основном минимальными размерами областей когерентного рассеяния (Д) и наличием неоднородных микронапряжений (До/а). ->

Методом высокотемпературного рентгеновского анализа исследовали сплавы системы в области существования фазы FePt3. Максимум (yFe, Pt) ** (Fe3Pt) превращения наблюдается при температуре 1350 "С [4]. В работе [5] подтверждено, что диаграмма состояния Fe—Pt в области существования промежуточных фаз FePt и FcPt3 имеет эвтектоидный характер. Однако эвтектоидная температура требует уточнения.

Установлено образование непрерывных рядов твердых растворов на основе низко- и высокотемпературной модификаций компонентов. Согласно [2] максимум на кривой а « р превращения наблюдается при температуре 1415 °С и содержании 30 % (ат.) Zr.

На рис. 1.23 схематично показана [14] область напряжений и температур, в которой наблюдаются оба эффекта и показано соотношение с критическим напряжением сдвига гс. Линейное соотношение между напряжением, необходимым для того, чтобы вызвать образование мартенсита, и температурой обсуждается в следующем разделе. Из приведенной на рисунке схемы ясно, что если критическое напряжение сдвига повышается до величины И), то эффект псевдоупругости превращения наблюдается в области напряжений и температур, обозначенной косой штриховкой. Если критическое напряжение сдвига понижается до величины (В), то указанный эффакт не наблюдается. Это соотношение можно рассматривать как количественный анализ явления.

В результате превращения образуется перитектика из б-феррита и аустенита с 0,18% С (точка J). При трех фазах (L, Фб, А) возникает нонвариантное равновесие, что характеризуется площадкой 6—6' (рис. 5.5, б). При дальнейшем охлаждении б-феррит в интервале 6—7 превращается в аустенит, состав которого изменяется по участку /—7 (линии NJ).

Микроструктуры и свойства продуктов промежуточного превращения (образующихся при различных температурах) определяются особенностями процессов карбидообразования и перераспределения С в аустените. При наиболее высоких температурах образуется а-фаза, не содержащая С для отвода в остаточный аустенит (структура игольчатого феррита). При более низких температурах превращения образуется перистая структура, а цементит выделяется как из обога щенного С остаточного аустенита, так и из частиц а-фазы при отпуске. С понижением температуры превращения в а-фазе выделяется нарастающее количество цементита.

В результате превращения образуется совершенно новое зерно аусте-нита, отличное по размерам от зерна перлита. Таким образом, полной фазовой перекристаллизацией можно получить мелкозернистую структуру стали вместо крупнозернистой.

Так как Э-фаза в начальной стадии превращения образуется в дисперсном состоянии, то связанный с этим эффект упрочнения называется дисперсионным твердением,

Первоначальные зародыши аустенита при нагреве несколько выше критической точки Асх образуются сдвиговым путем (tx -> -*¦ у) при сохранении когерентных границ (см. рис. 33). В результате этого превращения образуется низкоуглеродистый аустенит пластинчатой формы. В образовавшемся по сдвиговому механизму низкоуглеродистом аустените растворяется Fe3C, и содержание углерода в аустените приближается к равновесному.

Природа бейнита. Бейнитное (промежуточное) превращение протекает в температурной области между перлитным и мартенситным превращениями (см. рис. 112), В результате промежуточного превращения образуется бейнит, представляющий собой структуру, состоящую из а-твердого раствора, претерпевшего мартенситное превращение и несколько пересыщенного углеродом, и частиц карбидов. Различают структуру верхнего и нижнего бейнита. Верхний бейнит, образующийся обычно в области температур ~500—350 ^С, имеет «перистый» вид (тана резаной соломы). Частицы карбидов выделяются не в виде пластинок, как в перлите, а в виде изолированных узких частиц (рис. 122, а). Нижний бейяит образуется обычно при температурах от 350 °С до точки Ма и имеет игольчатое (пластинчатое) строение (рис. 122, б). Карбидные частицы в нижнем бейните рас полагаю гея в пластинках а-фазы (рис. 122, б).

жидкая фаза состава точки В в количестве, определяемом отрезком HJ, и 6-твердый раствор предельной концентрации (точки Я) в количестве, определяемом отрезком JB, реагируя между собой, образуют аустенит (состава точки J). В силу указанного, в сплавах, лежащих левее точки J и потому имеющих избыточное количество кристаллов твердого б-раствора, при переходе линии перитектиче-ского превращения образуется структура аустенит плюс кристаллы 6-твердого раствора, а Б сплавах, лежащих правее точки / и имеющих избыточное количество жидкой фазы, при переходе линии пери-тектического превращения образуется структура аустенит и жидкий сплав.

Согласно равновесной диаграмме, при температуре 750°С в результате а -»• 7-превращения образуется около 25 % аустенита, что должно привести к изменению свободной энергии на величину ДР = 2,1 • 0,25 = = 0,52 кДж/кг. В то же время, как видно из магнитометрических кривых, в равновесных объектах образуется гораздо большее количество у-фазы. Так, в неотпущенном порошке количество аустенита достигает 60 %, что должно изменить свободную энергию на величину AF = 2,1 • 0,6 = = 1,26 кДж/кг, если принять, как это обычно делается [17], что изменение удельной объемной свободной энергии AFV не зависит от места зарождения. Разность свободных энергий при образовании равновесного и неравновесного количества аустенита, очевидно, и будет соответствовать избыточной энергии дислокаций в данном объеме, обусловивших возможность, формирования столь большого количества аустенита.

Одним из многочисленных факторов, влияющих на процесс перекристаллизации стали при нагреве, является пластическая деформация в а-состоянии. В.Д. Садовским с сотрудниками [ 1] установлено, что в зоне пластической деформации в результате фазового превращения образуется мелкозернистая структура аустенита, тогда как в участках образца, не испытавших деформации, при определенных условиях нагрева наблюдается восстановление исходного зерна 7-фазы. Аналогичные результаты получались и при деформации стали в аустенитном состоянии.

При непрерывном охлаждении стали распад аустенита в отли-чне от изотермических условий распада приводит к образованяю смеси структур: в начале превращения образуется структура, соответствующая температурной области пересечения прямой «п с кривой — геометрическим местом точек, определяющим начало распада, а в конце превращения — структура, соответствующая температурной области пересечения той же прямой f д с кривой •— геометрическим местом точек, соответствующим ковцу распада аустенита.

На диаграмме видны две С-образные кривые. Кривая / указывает время начала превращения, кривая II — время конца превращения переохлажденного аустенита. Период времени до начала распада аустепита называют инкубационным. При 700 °С превращение аустенита начинается в точке а и заканчивается в точке Ъ, в результате этого процесса образуется перлит (рис. 9.5, а). При 650 °С распад аустенита происходит между точками а^ и Ь^. В этом случае образуется сорбит — тонкая (дисперсная) механическая смесь феррита и цементита (рис. 9.5, б). Сталь, в которой доминирует структура сорбита, имеет твердость 30-40 ННСЭ. Такая сталь обладает высокой прочностью и пластичностью.