Обращает на себя внимание существенное расхождение количественных соотношений фаз в результате изотермических превращений g®a и a®g (см. таблицу 14). Например, при 720°С превращение из a- в g-нагрев идет до образования 43,5°/о g-фазы после 1,5-2 ч выдержки; при той же температуре превращение из g-состояния в a (охлаждение) практически совсем не происходит, в то же время при более низкой температуре (600°С) из g-состояния превращение идет до образования 50°/о a-фазы, а из a-состояния образуется всего 5°/о g-фазы. Существенным является разница коэффициентов диффузии в a- и в g-состояниях. При одной и той же температуре в более рыхлой о. ц. к. решетке α -фазы диффузия идет много быстрее (т. е. быстрее подводится избыточный компонент, например Ni в системе Fe-Ni, к растущему центру γ-фазы, чем отводится тот же компонент при росте центра α-фазы в γ-матрице). Это важно в том случае, когда превращение контролируется диффузией – перераспределением компонентов между исходной и образующейся фазами. Однако различие коэффициентов диффузии не может объяснить результаты изотермических превращений γ→α и α→γ при 660°С. Очевидно, нельзя считать, что превращение может контролироваться только процессом диффузии. Существенным является соотношение значений свободной энергии (химической) γ- и α- фаз одинакового состава (состава сплава) при температуре превращения. На схеме участка диаграммы в квазибинарном сечении Fe – (Cr+Ni) эти составы в функции температуры обозначены штрих пунктиром (Т'0), проведенным внутри двухфазной области α + γ так, чтобы объяснялись полученные кинетические закономерности. При 660°С для сплава данного состава (7 мас. °/о Cr+Ni) свободная энергия γ-фазы больше, чем α-фазы, поэтому при нагреве из α- состояния нельзя ожидать образования γ-фазы без перераспределения концентраций – превращение должно контролироваться процессом диффузии; напротив, при превращении γ→α (при охлаждении), поскольку свободная энергия сплава в состоянии α-фазы меньше свободной энергии сплава в состоянии γ-фаз, сплав может полностью перейти в α- состояние. Это будет метастабильным стоянием (стабильно двухфазное состояние), и оно может реализоваться (и сохраниться), если заторможены диффузионные, процессы. Обратная картина должна быть при температуре превращения 720°С – выше температуры равенства свободных энергий α- и γ-фаз состава сплава. При 720°С свободная энергия данного сплава в γ- состоянии меньше свободной энергии сплава в состоянии α, поэтому возможно превращение α→γ без перераспределения концентраций в процессе роста γ-центров. Однако при такой высокой температуре в процессе изотермической выдержки происходит перераспределение примесей, которое приводит к уменьшению содержания Cr+Ni в α-фазе. Когда состав α-фазы приблизится к концентрации, соответствующей точке Т'о при данной температуре, дальнейшее превращение ее в γ-фазу простой перестройкой решетки (как массивное превращение без перераспределения концентрации) становится невозможным. Контролируемое диффузией превращение, по-видимому, идет с заметной скоростью при 720°С (α→α+γ);фазовый состав сплава ОХ5Н2 после выдержки 1,5 ч при 720°С (нагрев из α- состояния) взят как близкий к равновесному при построении схемы участка диаграммы. При охлаждении из γ-состояния превращение γ→α+γ практически совсем не происходит, так как диффузионные процессы в г.ц.к. решетке γ-фазы слишком медленны, а ,массивное превращение невозможно. Остановка превращения γ→α+γ. при изотермической выдержке 670-660°С после о6разования некоторого количества α-фазы, если эта температура ниже Т'о, может быть также связана с некоторым перераспределением компонентов и приближением состава γ-фазы к концентрации, соответствующей точке Т'о.
При этом массивное превращение становится невозможным, а диффузионное идет очень медленно при такой температуре.
Уважаемый посетитель!
Чтобы распечатать файл, скачайте его (в формате Word).
Ссылка на скачивание - внизу страницы.