Рисунок 98 – Образование переходной структуры при переохлаждении в случае β→α превращении
5.2.1 Аллотропическое g®a-превращение железа и твердых растворов
на основе железа
Полиморфное превращение в железе и стали, открытое Д.К. Черновым более 100 лет назад, исследовано особенно подробно. В настоящее время имеются надежные количественные данные о кинетике полиморфного g®a (a®g)-превращения, о морфологии, субструктуре и атомной структуре продуктов приращения как в железе и разбавленных растворах на основе железа, так и во многих сложных по химическому составу сплавах железа.
В области температур ниже 1183 К (910°С) свободная энергия железа со структурой, g выше, чем свободная энергия a-Fe, и g-Fe нестабильно и должно переходить в состояние со структурой a. С помощью измерений теплоемкости a- и g-Fe при различных температурах вычислены значения разности DG = Gg – Ga (рисунок 99), которая собственно является термодинамическим стимулом превращения. Объемный эффект превращения g-Fe в a-Fe порядка 1 °/о (уменьшение компактности решетки в о.ц.к. модификации в значительной степени компенсируется уменьшением атомного радиуса, с повышением температуры разница удельных атомных объемов g- и -a -фаз уменьшается). Большая скорость g«a -превращений в чистом железе затрудняет изучение его кинетики. Уже небольшое содержание примесей (например, 1,01-0,001 мас. °/о углерода) может существенно изменить кинетику превращения. Поэтому необходимо при рассмотрении экспериментальных данных о кинетике аллотропического превращения в железе учитывать содержание в нем примесей.
для железа от температуры
Рисунок 100 – Микроструктуры железа после охлаждения со скоростью 103 град/с (а) и 5·104 град/с (б)
При исследовании железа и сплавов на его основе отмечались различия микроструктуры, связанные с особенностью механизма g®a превращения в различных условиях. Обычно отмечают два типа микроструктуры в a-состоянии: структура массивного феррита, которая характеризуется более или менее извилистыми границами, вплоть до правильной nолиэдрической формы зерен, соответствующей минимальной поверхностной (зернограничной) энергии, границы феррита могут пересекать границы исходных зерен аустенита, структура мартенсита отличается еще большим разнообразием морфологии и субструктуры кристаллов. Эту смену структур можно наблюдать при увеличении скорости охлаждения. Например, для железа, содержащего около 0,003 мас.% С, при переходе от скорости охлаждения порядка 103 град/с к скорости порядка 105 град/с (рисунок 100), или при постоянной скорости охлаждения с повышением содержания углерода.
Рисунок 101 – Температура начала превращения
в сплаве Fe – 0,0015 мас. %С при различной скорости охлаждения
Эта смена микроструктур и, следовательно, механизмов превращения обусловлена изменением степени переохлаждения или температурных интервалов превращения. На рисунке 101 показана зависимость температуры начала превращения для, весьма чистого железа (0,0015 мас. % С) от скорости охлаждения. Увеличение скорости охлаждения понижает температуру массивного превращения с нормальной кинетикой, но не меняет температуру начала мартенситного превращения.
Кинетику изотермического превращения g®a удалось детально исследовать в сплавах железа с никелем и хромом, которые сильно замедляют массивное превращение за счет существенного понижения температурного интервала превращения (и соответственно уменьшения линейной скорости роста центров новой фазы). Легирование вносит новую особенность в превращение: превращение в сплавах при определенных условиях контролируются скоростью диффузионного перераспределения компонентов между исходной и новой фазами, т.е. оно может быть диффузионным. Механизм собственно массивного превращения в сплаве принципиально не должен отличаться от превращения, в чистом железе.
Уважаемый посетитель!
Чтобы распечатать файл, скачайте его (в формате Word).
Ссылка на скачивание - внизу страницы.