Зародышей аустенита

Рис. 8.31. Образование приповерхностного слоя объемного заряда под влиянием заряженной поверхности в полупроводниках п- и р-типа:

реходе у заряженной поверхности: а — несимметричный р—л-переход с инверсионным слоем; б — несимметричны!! р—n-персход с обогащенным слоем

Адсорбция ингибиторов на поверхности металла происходит в двойном электрическом слое. На их адсорбцию существенно влияют величина и знак заряда металлической поверхности. Адсорбция нейтральных молекул ингибитора определяется силами межмолекулярного взаимодействия (силы Ван-дер-Ваальса); ври.адсорбции ингибиторов, диссоциирующих на ионы, определяющим является электростатическое притяжение иона к заряженной поверхности металла. Для переходных металлов (железо, платина и др.) адсорбция ингибиторов усиливается возникновением химической связи между молекулами ингибитора и адсорбирующей поверхностью [4].

с плоским конденсатором и дал ориентировочную оценку емкости двойного слоя порядка 100(iF-c^-2. Более точные измерения показали, однако, что это значение сильно завышено. Емкость двойного слоя для идеальной отрицательно заряженной поверхности (ртути) равна 18 \\F-CM~2 и примерно вдвое выше при положительном заряде поверхности, когда на ней адсорбированы анионы. В последующем эти представления более подробно были развиты Гельмгольцем.

a — распределение ионов возле отрицательно заряженной поверхности электрода по Гельмгрль-цу?г —толщина двойного слоя; б — падение потенциала при переходе от точки на поверхности металла в глубь раствора; в — изменение концентрации катионов и анионов возле пограничной плоскости.

Пусть ф означает средний потенциал в какой-либо точке диффузной части двойного слоя. Согласно закону распределения Болыщана, концентрация положительных ионов в этой точке будет равна (если ср<0, т. е. в случае отрицательно заряженной поверхности электрода).

Строение двойного слоя заметно усложняется, когда раствор содержит поверхностно-активные частицы (ионы или ди-польные молекулы), способные специфически адсорбироваться на поверхности электрода. В отличие от обычной, т. е. электростатической, специфическая адсорбция связана с действием некулоновских сил. Под влиянием последних проти-воионы из раствора могут адсорбироваться в гельмгольцев-ской плоскости в сверхзквивалентных количествах. Возможно, с другой стороны, и такое положение, когда поверхностно-активные катионы из раствора будут адсорбироваться на положительно заряженной поверхности, а анионы — иа отрицательно заряженной.

На рис. 7, а схематически представлено "распределение ионов между плотной гельмгольцевской и диффузной частями двойного слоя, когда катионы адсорбируются на отрицательно заряженной поверхности электрода в сверхэквивалент-ном количестве. В результате этого диффузный слой образуется анионами раствора, т. е. ионами с тем же знаком заряда, что и заряд поверхности электрода. Очевидно, такой эффект специфической адсорбции катионов равлозиачен пе^ резарядке пове?хн_ости .электрода.

Рис. 7, б иллюстрирует другую возможность: перезарядка поверхности не наступает, но, вследствие специфической адсорбции анионов раствора на отрицательно заряженной поверхности в пределах гельмгольцевской части двойного слоя, имеет место значительно1.йольше_е_ падение потенциала_,_чем

а — строение двойно го слоя на границе электрод — раствор в случае специфической адсорбции катионов на отрицательно заряженной поверхности в сверхэквивалентном количестве;

б — строение двойного слоя на границе при специфической адсорбции анионов на отрицательно заряженной поверхности.

Скорость превращения феррито-цементитной структуры в аусте-иит, кроме температуры нагрева, зависит от ее исходного состояния. Чем тоньше феррито-цементитпая структура, тем больше возникает зародышей аустенита и быстрее протекает процесс аустенитизации. Предварительная сфероидизация цементита, особенно с образованием крупных его глобулей, замедляет процесс образования аустенита.

После закалки с индукционного нагрева действительное зерно аустенита значительно мельче (балл 10—12), чем при обычной закалке с печным нагревом (балл 7—8). С повышением темш ратуры число зародышей аустенита возрастает более интенсивно, чем ско-

На участке полной перекристаллизации (рис. 13.17,16) в металле проходят процессы аустенитизации, роста зерна и перераспределения легирующих элементов и примесей. Аустенитиза-ция — переход Fea -»• Fev. Этот переход для доэвтектоидных сталей происходит в интервале температур, причем в условиях неравновесного сварочного нагрева с большими скоростями он начинается и заканчивается при температурах более высоких, чем равновесные ЛС] и А сз. При нагреве до температур начала аустенитизации сталь получает структуру феррито-перлито-карбидной смеси. Переход в аустенитное состояние представляет собой фазовое превращение диффузионного типа. Превращение начинается на участках перлита. Зародыши аустенита образуются на межфазных поверхностях феррит—цементит. Поскольку на каждом участке перлита возникает несколько зародышей аустенита, превращение Fea ->- FeT приводит к измельчению зерна. При росте зародышей зерен аустенита вместе с перестройкой ОЦК решетки в ГЦК решетку возникает новая кристаллографическая ориентация последней. В результате исчезают границы бывших* аусте-нитных зерен и образуются новые границы при стыковке растущих зерен. После завершения этого процесса образуются так называемые начальные зерна аустенита. Чем дисперснее исходная структура стали, т. е. чем больше межфазная поверхность, на которой образуются зародыши зерен аустенита, тем меньше размер начального аустенитного зерна.

Образование зародышей аустенита с содержанием 0,8% С возможно благодаря флукгуациям концентрации углерода в феррите. Зародыши аусте-чита возникают на межфазной границе раздела феррита и цементита, где больше вероятность флуктуационного возникновения в феррите участков критического размера с содержанием углерода примерно 0,8%. Образовавшиеся зародыши аустенита растут благодаря интенсивной диффузии атомов углерода в аустените, что приводит к растворению цементита и превращению а —> у; одновременно зарождаются новые зерна аустенита (рис. 32).

1) от дисперсности исходной структуры (чем тоньше ферритно - це-ментитная структура, тем больше возникает зародышей аустенита и быстрее протекает процесс аустенизации);

Скорость превращения ферритно-цементитной структуры в аустенитную помимо температуры нагрева зависит от ее исходного состояния. Чем тоньше ферритно-цементитная структура, тем больше возникает зародышей аустенита и меньше пути диффузии, а следовательно, быстрее протекает процесс аустенитизации. Предварительная сфероидизация цементита, особенно с образованием крупных его глобулей, замедляет процесс образования аустенита.

Авторы работы [265], используя методы вакуумной металлографии, проследили за размерными и структурными изменениями железа по достижении конечных температур цикла. Образец нагревали пропусканием электротока, и по предварительно нанесенным отпечаткам микротвердомера оценивали изменение размеров различных участков неравномерно нагретого образца. В средней части образца, где температурные градиенты были невелики, наблюдалось различие в линейных изменениях, происходящих при нагреве и охлаждении. В участках с большими температурными градиентами это различие отсутствовало и относительные изменения длины при прямом и обратном полиморфных превращениях оказались близкими к объемному эффекту фазового перехода (примерно 1%). Девятикратное повторение нагрева и охлаждения не изменило характера необратимого формоизменения образцов. На основании данных о структурных изменениях, происходящих на разных этапах термоцикла, авторы работы [265] заключили, что различие размерных изменений при нагреве и охлаждении образцов связано с характером фазовой перекристаллизации. При нагреве средней части образца возникает много зародышей аустенита, которые растут с приблизительно одинаковой скоростью во всех направлениях. В этом случае изменение длины составляет примерно 1/3—2/3 объемного эффекта превращения. При повышении температуры кристаллы аустенита последовательно растут в участках, где существуют продольные температурные градиенты, и приобретают столбчатое строение. Последовательное распространение фронта фазовой перекристаллизации вдоль образца не сопровождается изменением его поперечного сечения, и изменение длины соответствует объемному эффекту полиморфного превращения. Поскольку при охлаждении новые кристаллы феррита не зарождаются, обратное полиморфное превращение происходит путем роста сохранившихся в холодной части образца кристаллов феррита. В результате последовательной перекристаллизации столбчатые кристаллы феррита прорастают в средней части образца, что не сопровождается изменением его поперечного сечения. Таким образом, необратимое формоизменение происходит лишь в средней части образца, где

Процесс состоит из зарождения центров кристаллизации (зародышей) аустенита и постепенного роста кристаллов аустенита вокруг этих центров. Центры кристаллизации (зародыши) аустенита прежде всего образуются на поверхности раздела феррита и пластинок или зернышек цементита. Поэтому первые участки аустенита (темные точки на фиг. 109, а) появляются на границах зернышек цементита в феррите, в дальнейшем участки аустенита увеличиваются (фиг. 109, бив). Это объясняется тем, что в пограничных областях между частицами цементита и ферритной основы сосредоточивается большое количество дислокаций, вакансий, промежуточных атомов, атомов примесей и других несовершенств строения решетки, а также имеется избыток свободной поверхностной энергии. Все это наряду с близостью цементита создает здесь благоприятные условия для диффузии углерода и образования аустенита. Образующийся при этом аустенит имеет около 0,8% углерода.

Восстановление зерна, как правило, наблюдается при начичии исходной ориентированной структуры, в которой отдельные кристаллиты в пределах зерна обнаруживают общую ориентировку (так называемую внутризеренную текстуру). Это явление объясняется, в соответствии с принципом Вульфа — Кюри — Гиббса, ориентированным по отношению к исходной матрице образованием зародышей аустенита. По окончании а -> ^-превращения в пределах каждого исходного зерна формируется комплекс единообразно расположенных кристаллитов 7-фазы ("псевдозерно" [27]), что и воспринимается как отсутствие структурной перекристаллизации.

Рассмотрим причины, которые при изменении скорости нагрева приводят к качественно разному характеру структурной перекристаллизации, несмотря на ориентированное образование зародышей аустенита.

В.М. Счастливцевым с сотрудниками выполнена серия работ, в которых уделялось серьезное внимание определению ориентационных связей фаз при разных условиях нагрева [ 59, 107, ИЗ, 123, 124]. Для решения этой задачи применялась трансмиссионная электронная микроскопия, строились полюсные фигуры. Данные этих работ подтвердили существование ориентационного соответствия зародышей аустенита мар-тенситным кристаллам на начальных стадиях превращения как при медленном, так и при ускоренном нагреве [59]. При медленном нагреве эти ориентировки сохраняются до окончания а ->• -/-превращения. При ускоренном нагреве в верхней области межкритического интервала возникают участки глобулярного аустенита ("белые поля" [1]), которые, по данным работ [ 123, 124], можно рассматривать как рекрис-таллизованные участки. Об этом свидетельствует то обстоятельство, что взаимные ориентации между новыми глобулярными зернами у-фазы