Превращения происходит

Выяснив, как теоретически происходит кристаллизация, или, точнее, какие образуются фазы в условиях равновесия (в условиях изменения температур с бесконечно малой скоростью), можно рассмотреть случай, когда превращения происходят в неравновесных условиях. Прежде всего следует отметить, что-если скорость изменения температур невелика, т. е. если превращения проходят в условиях малых переохлаждений (перенагрев же обычно бывает невелик), то в этих случаях можно

Все описанные процессы превращения происходят внутри мартенситных пластин, а поэтому игольчатый характер строения сохраняется до весьма высоких температур отпуска (рис. 220).

щения образуются новые кристаллические зерна, имеющие другой размер и форму. Поэтому такое превращение также называют перекристаллизацией. Если нагрев металла проведен до температуры, немного превышающей температуру полиморфного превращения (критической точки), получается очень мелкое зерно. Это используют для измельчения крупного зерна, полученного при кристаллизации из жидкого состояния или предварительном нагреве до высоких температур. Полиморфные превращения происходят не только в чистых металлах, но и в сплавах.

При нагреве Fe до температуры плавления указанные превращения происходят в обратной последовательности. При этом критические точки превращений обозначают:

При нагреве до Гтах ниже неравновесной ЛС1 фазовые и структурные превращения происходят в том случае, если сталь перед сваркой находилась в метастабильном состоянии для этого диапазона температур. Метастабильны исходные состояния стали после холодной пластической деформации, закалки и низкого отпуска, закалки и старения. В холоднодеформированной стали развиваются процессы возврата и рекристаллизации обработки. Последний процесс приводит к разупрочнению соответствующей зоны сварного соединения. В низкоуглеродистой стали при нагреве свыше 470 К возможно деформационное старение, приводящее к снижению пластичности стали. В закаленных и низкоотпущенных сталях происходят процессы высокого отпуска, в результате чего сталь в этой зоне разупрочняется. В мартенсит-но-стареющих сталях при Тмак выше их температур старения протекает процесс перестаривания, заключающийся в коагуляции интерметаллидов и приводящий к разупрочнению соответствующей зоны соединения.

Выше предполагалось, что состояние равновесия, появляющееся на периодическом движении, простое. Рассмотрим теперь случай, когда это состояние равновесия сложное. Придерживаясь нашего принципа общности, оно должно быть таким, чтобы этой возможности в пространстве параметров отвечала бифуркационная поверхность размерности на единицу меньше, чем размерность пространства параметров, т. е. бифуркационная поверхность, отвечающая бифуркации общего типа. Из этого следует, что сложная особая точка должна быть простейшей и ей должна отвечать в пространстве параметров некоторая поверхность. В сколь угодно малой близости от нее эта сложная точка должна превратиться в простую или исчезнуть. Общие случаи превращения простых точек в сложные нам известны. Эти превращения происходят на поверхностях Мш и N0. Поверхность Na не подходит, так как наличие у соответствующего ее точкам сложного состояния равновесия двояко-асимптотической траектории может быть лишь при выполнении некоторых дополнительных условий, поскольку для vroro требуется пересечение интегральных многообразий Sp и S,,, таких же, как и в ранее рассмотренном случае. На поверхности N0 происходит слияние состояний равновесия О"-" и О*1- ?~( Этот случай нас устроит, если наличие двоякоасимптотической фазовой кривой возможно в общем случае. Рассмотрим этот вопрос. Через точку О"-" проходят интегральные многообразия Sp и SQ и через точку Qp+i.q-i — интегральные многообразия Sp+l и 8^г. Пересечение многообразий SQ и Sj,+l является общим. В силу того, что на поверхности N0 состояния равновесия Ор-« и о**1''"1 сливаются, до момента этого слияния поверхности S, и Sp+l в окрестности этих точек в общем случае пересекаются по некоторой двоякоасимптотической фазо-

Фазовое состояние системы определяется внешним энергетическим воздействием (температура, давление) и концентрацией компонентов системы в фазах. Переход из одного фазового состояния в другое сопровождается существенным изменением внутреннего строения и физических свойств системы (сплав, композиционный материал на металлической или полимерной основе). Фазовые превращения сопровождаются либо полным разрушением кристаллической решетки (плавление, аморфизация), либо ее перестройкой (перекристаллизация, полиморфное превращение). Эти превращения происходят с изменением энергии связи между частицами, поэтому процессы фазовых переходов сопровождаются поглощением или выделением тепловой энергии, которая называется скрытой теплотой превращения. Влияние внешнего воздействия (температуры) на фазовое состояние связано с изменением изобарного потенциала при изменении температуры (рис. 6.2). Рассмотрим это на примере железа. При температурах ниже Гр устойчивым является фазовое состояние а-железа с решеткой объемно-центрированного куба (ОЦК), а при температурах выше Гр — у-железа с решеткой гранецентрированного куба (ГЦК). Напомним, что более устойчиво состояние системы с наименьшим значением термодинамического потенциала.

При нагреве и охлаждении стали в процессе термической обработки ее структура претерпевает ряд последовательных превращений, которые определяются диаграммой состояния системы Fe-Fe,C. Следует представлять за символами отдельных фаз и структур реальные кристаллы с особенностями их строения и состава. Для этого необходимо знать механизм кристаллизации и перекристаллизации, который включает образование центров новых кристаллов и их рост в соответствии с температурными зависимостями изобарных потенциалов жидкой Сж и твердой Ст фаз. В процессе охлаждения стали, нагретой выше температуры аустенитного превращения, происходят фазовые превращения в зависимости от скорости охлаждения. При этом при любом виде термической обработки реализуются четыре основных превращения. Рассмотрим эти превращения для эвтектоидной стали (содержание углерода 0,8%).

Исходя из указанных положений наиболее вероятной схемой процесса горения является горение пылинки в топочной камере в объеме движущегося потока — выход летучих, горение летучих в движущейся среде и горение коксовой частицы с одновременными физико-химическими превращениями минеральной части топлива. Эти превращения происходят одновременно с диффузией окислителя к остатку частицы, горением остатка при протекании вторичных реакций продуктов сгорания на раскаленной поверхности частиц или вблизи от нее.

В длинных полимерных молекулах конформационные превращения происходят не вращением всей молекулы вокруг связи, а за счет поворотов отдельных ее участков, оказавшихся соосными или почти соосными друг относительно друга (вокруг связей / и /', 2 и 2', ЗиЗ', 4 к 4' и т. д., на рис. 1.25, а). За исключением случая разбавленных растворов полимерные молекулы довольно плотн» упакованы и, как правило, сильно переплетены. Поэтому кроме высоты собственного потенциального барьера вращения Ua на частоту конформационных перестроек основное влияние оказывают препятствия со стороны окружающих молекул. Тем не менее такие перестройки идут благодаря хаотичному тепловому движению звеньев молекул и тем чаще, чем выше температура. Именно вследствие этого длинная гибкая полимерная молекула может сворачиваться, принимая самые различные формы (рис. 1,25, а). За количественную меру свернутости молекулы принимают расстояние г между ее концами. Одному и тому же г может соответствовать большое число кон-

что часть высокотемпературных структур как бы замораживается. Полиморфные превращения происходят не по всему объему заготовки. Избыточные примеси не успевают выделиться полностью. Образующаяся неоднородная мелкозернистая структура оказывает мощное сопротивление движению дислокаций. В результате сталь с 0,8 процента углерода после закалки обладает твердостью 400—600 кг/мм2 и пределом прочности 150 кг/мм2, в то время как до эакалки ее твердость была 180 кг/мм2, а предел прочности составлял всего 85 кг/мм2.

Поскольку превращение является бездиффузионным, то углерод из раствора не выделяется и в процессе превращения происходит только перестройка атомов железа. Расположенные в аустените в виде гранецентрированного куба, они перестраиваются во время превращения в о. ц. к. решетку.

В начале этого превращения происходит диффузионное перераспределение углерода в аустените (рис. 114), что приводит к образованию в нем объемов, обогащенных и обедненных углеродом. Участки ау-стенита с низким содержанием углерода, у которых точка Ма лежит в области температур промежуточного превращения (см. рис. 112), претерпевают у ~> «-превращение по мартенситному механизму. Образующийся малоуглеродистый мартенсит тут же отпускается при температурах промежуточной области с образованием бейнитной структуры. В объемах аустенита, обогащенных углеродом, если их пересыщение высокое, в процессе изотермической выдержки могут выделяться частицы карбидов (рис. 114). Это, естественно, приведет к обеднению *гнх участков аустенита углеродом и к протеканию в них превращения по мартенсптному механизму Мартепоитныи механизм образования а-фазы и обусловливает ее игольчатую структуру п по

Перлитное превращение переохлажденного аустенита протекает при температурах ATJ.- 500 °С. В процессе превращения происходит полиморфное у—»а превращение и диффузионное перераспределение углерода в аустените, что приводит к. образованию феррито- цементитной структуры :

повышения вязкости при многократных закалках является измельчение пластин мартенсита. Уже после первой частичной закалки происходит измельчение пластин мартенсита, продольная ось которых в ряде случаев ограничена рекристаллизованным мелким зерном. После второй аустенизации того же шлифа и частичного превращения «новые» пластины мартенсита ориентированы относительно «старых» пластин под различными углами. Границы «старых» пластин выполняют роль центров кристаллизации. Длина «новых» пластин значительно меньше, так как они ограничены шириной пачек «старых» мартенситных пластин. После третьей аустенизации и последующего частичного превращения происходит образование еще более мелких кристаллов мартенсита. Устранение внутризеренной текстуры в результате многократного мартенситного превращения видно из рассмотрения мартенситных участков после первой (рис. 3, а) и четвертой (рис. 3, б) закалок. Определяющая роль дробления мартенситных пластин подтверждена при исследовании на просвет фольги из мелко- и крупнозернистой стали.

более 20 мм, к-рые разрешается сваривать при темп-ре не ниже —25°. Свариваемая С. с. имеет низкое содержание углерода и довольно значительное количество различных легирующих добавок, вследствие этого превращение аустенита - при охлаждении имеет свои характерные особенности —-весьма вялое протекание процесса образования перлита и очень интенсивный распад аустенита с выделением феррита в широком интервале субкритич. трмп-р. При более высоких темп-pax превращения происходит выделение обычного феррита по границам аустенитных зерен. При более низких темп-pax получает развитие промежуточное превращение с выделением внутри зерен игольчатого феррита, пересыщенного углеродом, и выделением карбидной фазы. Полностью подавить промежуточное превращение путем увеличения скорости охлаждения при закалке целых листов практически очень трудно, и в структуре термически обработанной С. с. всегда присутствует значительное количество феррита. Если феррит образуется при достаточно высоких темп-pax, то происходит обогащение аустепита углеродом, что вызывает сильное снижение его мартен-ситной точки. В результате этого С. с. после охлаждения на воздухе с высоких темп-р часто имеет структуру, состоящую не из феррита и перлита, а из феррита и высокоуглеродистого мартенсита. При закалке процесс выделения феррита протекает при более низких темп-рах, аустенит обогащается углеродом в значительно меньшей степени, а превращение его в мартенсит осуществляется при более высоких темп-pax. При последующем высоком отпуске в С. с. протекают обычные процессы обособления и коагуляции карбидов, и сталь приобретает сорбитовую структуру с нек-рым количеством структур-

Реакция а —> ^-превращения происходит с поглощением теплоты,

Перлитное превращение переохлажденного аустенита протекает при температурах Агх — 500 °С (см. рис. 112). В процессе превращения происходит полиморфное 7 —*¦ «-превращение и диффузионное перераспределение углерода в аустените, что приводит к образованию ферригно-цементитной структуры:

Бейнитное превращение протекает при температурах, когда самодиффузия железа и диффузия легирующих элементов практически невозможны, а диффузия углерода еще достаточно высока. Это и предопределяет особенности бейнитного превращения. В начале этого превращения происходит диффузионное перераспределение углерода в аустените, что приводит к образованию в нем объемов, обогащенных и обедненных углеродом. Участки аустеиита с низким содержанием углерода, у которых точка Мп

Кинетические особенности. В общем случае количество продуктов превращения увеличивается только при понижении температуры ниже точки мартенситного превращения Ms, т.е. превращение является атер-мическим. При превращении этого типа в сплавах на основе железа увеличение количества продуктов превращения происходит не путем

роста первоначально образовавшихся кристаллов мартенсита, а путем образования новых кристаллов мартенсита в исходной фазе. При этом отдельные кристаллы мартенсита образуются и растут с очень большой скоростью, составляющей около 1/3 скорости распространения упругой волны в твердой фазе. Если выдерживать образцы при Т> Ms или при Т< Ms, когда атермическое превращение произошло частично, то превращение начинается через определенный для каждого сплава инкубационный период и проходит по такому типу, когда количество продуктов превращения увеличивается с течением времени. Такое превращение называют изотермическим превращением. И в этом случае увеличение количества продуктов превращения происходит путем образования новых кристаллов мартенсита, отдельные кристаллы мартенсита образуются и растут с очень большой скоростью.

Деформация до точки б кривой напряжение - деформация обусловлена упругой деформацией исходной фазы. В образцах, соответствующих точке 6, начинают появляться пластинчатые образования. По данным нейтронографического анализа и исследований микроструктуры установлено, что указанные образования - это 0'»-мартенсит типа 1ВД, возникающий под действием напряжений. Следовательно, увеличение деформации от точки б до точки г обусловлено вызванным напряжениями превращением 0» -0i. Образец в точке г является монокристаллическим образцом, почти полностью состоящим из (3'»-мартенсита. Деформация от точки г до точки д обусловлена упругой деформацией 0 j -мартенсита. Если в этот момент снять напряжения, то деформация образца прежде всего упруго возвращается к точке а', затем в результате обратного превращения происходит возврат деформации до точки вблизи д. В конце концов деформация становится равной нулю в результате возврата упругой деформации исходной фазы. Обратное превращение при снятии напряжений обусловлено тем, что при приложении напряжений при температуре выше точки Af образуется совершенно нестабильный мартенсит. Следует особо отметить тот факт, что плоскость габитуса 0',-мартенсита при прямом и обратном превращениях одна и та же. Этот факт является весьма характерным с точки зрения обратимости