Превращения протекающие

Это рассмотрение показывает, что простое наложение кривых охлаждения на диаграмму изотермического распада аустенита дает лишь весьма приближенную количественную оценку характера превращения, протекающего при непрерывном охлаждении.

1 Исследования последних лет (Л. И. Лысак, Б. И. Николин), показали, что кроме обычного у-^а-превращения, протекающего по атермической или изотермической кинетике (но в обоих случаях приводящих к образованию мартенсита с объемноцентрированной тетрагональной решеткой) возможно в сталях образование мартенситных фаз с другими кристаллическими решетками, а именно: е-мартенеит с гексагональной решеткой; в'-мартенсит с ромбоэдрической структурой; х'-мартенсит с объемноцентрированной тетрагональной решеткой, но отличными чем у а-мартенсита размерами.

Феррит, легированный хромом, марганцем и никелем, при быстром охлаждении из области температур у-раствора претерпевает мартен-ситное превращение. Структура приобретает игольчатое строение. Твердость феррита возрастает до НВ 200—250 (2000-2500 МПа). Повышение твердости происходит вследствие фазового наклепа в процессе у -> ос-превращения, протекающего с увеличением объема. Наклеп, вызываемый фазовыми превращениями, называют фазовым наклепом.

Для описания кинетики превращения переохлажденного аустенита пользуются экспериментально построенными диаграммами время—температура—степень распада или диаграммами изотермического превращения аустенита, т. е. превращения, протекающего при постоянной температуре 1.

Вместо эвтектики при температуре 1140° С и содержании палладия 33 ат. % [29] мы обнаружили минимум на кривой кристаллизации р-твердого раствора при 1120° С. Литые сплавы, содержащие 20— 40 ат.% Pd, имеют дендритную структуру твердого раствора, которая декорируется очень мелкими иглами превращения, протекающего в сплавах при охлаждении уже в твердом состоянии. Микроструктура закаленных от температуры 1050° С сплавов этих составов представлена полиэдрами, которые образовались во время кристаллизации из расплава. В пределах каждого полиэдра, даже в условиях жесткой закалки, имеются признаки начинающегося превращения, что свидетельствует об очень большой скорости образования фазы Ti2Pd; очевидно, эта фаза появляется в результате упорядочения р-твердого раствора. Ее структура, тетрагональная, типа Zr2Cu, гомологически возникает как тетрагональное искажение ОЦК-решетки. Протекание в условиях закалки гетерофазной пери-тектоидной реакции Р + Ti4Pd3 <^ Ti2Pd [29] невозможно.

В связи с отрицат. влиянием газов на пластичность и ударную вязкость сварных соединений для С. т. с. применяют аргон первого состава с 0,01—0,02% N2 и 0,005% О2. Содержание газов в осн. металле сплавов, состоящих из а- и a-f-p-титана, должно быть не выше 0,15—0,20% 02, 0,03— 0,05% N2 и 0,005— 0,01% Н2. Ограничение содержания Н2 обусловлено также и опасностью образования холодных трещин при сварке вследствие гидридного превращения, протекающего при темп-pax ниже 300° и сопровождающегося увеличением объема. Поэтому при сварке а-сплавов и нек-рых а4-р-сплавов требуется вакуумный отжиг присадочной проволоки, снижение содержания Н2 до 0,002%. В а + р-сплавах с большим количеством р-фазы содержание Н2 в осн. металле может составлять до 0,015% из-за более высокой растворимости Нг в р-фазе.

1 В легированной стали превращение эвтектоида (перлита) в аустенит происходит в интервале температур (см. рис. 94). Поэтому значение критических точек следует рассматривать как средние значения температуры начала и конца превращения, протекающего в интервале температур.

Для описания кинетики превращения переохлажденного аустенита пользуются экспериментально построенными диаграммами время — температура — степень распада или диаграммами изотермического превращения аустенита, т. е. превращения, протекающего при постоянной температуре1.

В ряде случаев, когда стоимость материала изделия имеет определяющее значение, для обеспечения высокой трещиностойкости предпочтительно использовать термомеханическую обработку и обработку на сверхмелкое зерно традиционных легированных сталей вместо мартенситно-стареющих. Метастабильные аустенитные стали, способные упрочняться в результате мартенситного у-а-превращения, протекающего в процессе пластической деформации аустенита, представляют собой новый класс конструкционных сталей с уникальным, недостижимым для других материалов сочетанием прочности и вязкости.

Это рассмотрение показывает, что простое наложение кривых охлаждения на диаграмму изотермического распада аустенита дает лишь весьма приближенную количественную оценку характера превращения, протекающего при непрерывном охлаждении.

1 Исследования последних лет (Л. И. Лысак, Б. И. Николин), показали, что кроме обычного у-мх-превращения, протекающего по атермическои или изотермической кинетике (но в обоих случаях приводящих к образованию мартенсита с объемноцентрированной тетрагональной решеткой) возможно в сталях образование мартенситных фаз с другими кристаллическими решетками а именно- е-мартенсит с гексагональной решеткой; е -мартенсит с ромбоэдрической структурой; и'-мартенсит с объемноцентрированной тетрагональной решеткой но отличными чем у a-мартенсита размерами.

Фазовые превращения, которые совершаются в стали, также вызваны тем, что вследствие изменившихся условий, например температуры, одно состояние оказывается менее устойчивым, чем другое. Этим и вызываются превращения, протекающие в стали.

(разовые и структурные изменения в сплавах Fe—Fe3C после затвердевания связаны с полиморфизмом железа и изменением растворимости углерода в аустените и феррите с понижением температуры. Превращения, протекающие в твердом состоянии, описываются следующими линиями (см. рис. 75, 76). Линия NН — верхняя граница области сосуществования двух фаз — 6-феррита и аустенита. При охлаждении эта линия соответствует температурам начала полиморфного превращения 6-феррита в аустенит. Линия NJ — нижняя граница области сосуществования 6-феррита и аустенпта,

Диаграммы изотермического распада аустенита могут только приближенно характеризовать превращения, протекающие при непрерывном охлаждении. Время минимальной устойчивости аустенита при непрерывном охлаждении в 1,5 раза больше, чем при изотермическом распаде. Отсюда в первом приближении величина критической скорости закалки может быть определена по эмпирической формуле: ич ' (Ai — ^mm)'''l,5tmln, где А!— температура, соответствующая равновесной точке (727 "С); /,„1п — температура минимальной устой-

Превращения, протекающие с выделением графита, обозначают на диаграмме состояния железоуглеродистых сплавов пунктирными линиями.

Структурные превращения, протекающие в рассматриваемых сплавах, можно представить себе следующим образом. Полиморфный переход 6' -> б приводит к тетрагональному искажению кубической структуры б'-фазы, в результате которого появляется структура типа CuAu. Затем переход б' (типа CsCl) ->• 8 (типа CuAu) сопровождается упорядочением, степень которого при приближении к эквиатомному составу увеличивается, что приводит к появлению более сложной сверхструктуры. Об этом свидетельствует очень небольшая моноклинность б-фазы ф = 90° 52'), так что структуру можно рассматривать как псевдотетрагональную. Аналогичные переходы наблюдаются и в других системах, например, в системе марганец — палладий.

Перечисленные виды превращений могут быть разделены на две группы: 1) превращения, протекающие без изменения химического состава образующихся при изменении фаз (связанные только с изменением кристаллической структуры); 2) превращения, сопровождающиеся образованием фаз с измененным химическим составом. В первой группе превращений облегчается возникновение и рост зародышей новой фазы. Для этих зародышей не нужна флуктуация концентрации компонентов и диффузия одного из компонентов к возникшему зародышу.

Таким образом, карбидные превращения, протекающие при лагреве ниже температуры Ас^ в штамповых сталях перлитного и мартенситного классов можно разделить на три группы,

•Фазовые и структурные изменения в сплавах Fe—Fe3C после затвердевания. Такие изменения связаны с полиморфизмом железа, изменением растворимости углерода в аустените и феррите е понижением температуры и эвтектоидным превращением. Превращения, протекающие в твердом состоянии, описываются следующими линиями (см. pnG. 83). Линия NH—-верхняя граница области сосуществования двух фаз — б-феррита и аустенита. При охлаждении эта линия соответствует температурам начала полиморфного превращения б-феррита в аустенит. Линия NJ — нижняя граница области сосуществования б-феррита и аустенита, при охлаждении соответствует температурам окончания превращения б-феррита в аустенит. Верхняя граница области сосуществования феррита (в парамагнитном состоянии) и аустенита соответствует линии GO, т. е. температурам начала у =«± «-превращения е образованием парамагнитного феррита. Линия 05 — верхняя граница области сосуществования феррита (в ферромагнитном состоянии) и аустенита; при охлаждении эта линия соответствует температурам <р -> а-превращения о образованием ферромагнитного феррита.

Диаграммы изотермического распада аустенита могут только приближенно характеризовать превращения, протекающие при непрерывном охлаждении. Время минимальной устойчивости аустенита при непрерывном охлаждении в 1,5 раз больше, чем при изотермическом распаде. Отсюда в первом приближении критическая скорость закалки (°С/с) может быть определена по формуле

При нонвариантном равновесии сплав из данного числа фаз может существовать только при постоянной температуре и определенном составе всех находящихся в равновесии фаз. Это означает, что превращение начинается и заканчивается при одной постоянной температуре. Так, например, эвтектические и перитектические превращения, протекающие при участии трех фаз постоянного состава, соответствуют нон-вариантному равновесию и протекают при постоянной температуре.

Упрочняющая термическая обработка (закалка с последующим искусственным старением или отпуском), применяемая для (а+Р)- и псевдо-р-сплавов. Если концентрация р-стабилизаторов в двухфазных сплавах меньше с\ , то при закалке из температурной области существования Р-фазы они претерпевают (в интервале температур Мн и Мк) мартенситное превращение с образованием се'- и а"- фаз (пересыщенных твердых растворов замещения легирующих элементов в а-титане соответственно с гексагональной и ромбической решетками). При этом в сплавах концентрационного интервала с,'с, фиксируется а"- фаза, а при меньшем содержании Р-стабилизаторов — а'- фаза. Приведенная на рис. 8.5 диаграмма позволяет проанализировать структурные превращения, протекающие при отжиге и закалке титановых сплавов с возрастанием содержания легирующих элементов — Р-стабилизаторов. Точка са — предельная концентрация р-стабшшзатора в а-твердом растворе, ср — минимальная концентрация в титане р-стабилизато-ра, обеспечивающая существование устойчивого во всем интервале темпе-