Диффузионные процессы в стали. Мартенситное превращение Атомы преодолевают барьер

The unit parameters of quality of public water supply, defined methodology for their calculation and shows the steps for calculating the complex index of the quality of the water supply system are considered.

Key words: water, unit parameters of quality, a comprehensive indicator of quality, the method of calculation.

Belov Dmitry Borisovich, candidate of technical sciences, docent, imsbelov@,mail. ru, Russia, Tula, Tula State University,

Masenkov Evgeny Vyacheslavovich, postgraduate, masenkov-evgeny@yandex. ru, Russia, Tula, Tula State University

УДК669.017.3; 669.017.3:620.18

ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ОХЛАЖДЕНИЯ НА УРОВЕНЬ ОСТАТОЧНЫХ НАПРЯЖЕНИЙ И ПЕРЕРАСПРЕДЕЛЕНИЕ УГЛЕРОДА В АУСТЕНИТЕ И МАРТЕНСИТЕ ПРИ ЗАКАЛКЕ СРЕДНЕУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ

Е.М. Гринберг, А.А. Алексеев, Е.Ю. Новикова, А.А. Яровицкая, А.Ф. Галкин

Изучено влияние скорости охлаждения при закалке науровень остаточных напряжений мартенсита после закалки сталей 40Х, 40Х13 и 40Н14. Показано, что факторы, способствующие увеличению возможного диффузионного пути углерода, приводят к формированию более неоднородного распределения углерода после закалки. Превалирующий вклад в перераспределение углерода в ходе закалочного охлаждения вносит сегрегация его на дефектах кристаллической решеткиаустенита в температурном интервале, предшествующем мартенситному превращению.

Ключевые слова: мартенситное превращение, скорость охлаждения, остаточные напряжения, перераспределение углерода, диффузионный путь, распад мартенсита.

В переохлажденном аустените в период охлаждения до точки Мн происходит перераспределение углерода в решетке аустенита с адсорбцией его на дефектах кристаллической структуры. Учитывая высокую подвижность углерода в аустените в интервале Тз -Мн, где Тз - температура нагрева стали под закалку, можно полагать, что подобное перераспределение должно приводить к заметному изменению первоначального распределения углерода.

С другой стороны, в мартенсите, образующемся в углеродистых сталях, процессы перераспределения углерода также получают заметное развитие. Результат этих процессов зависит от возможной протяженности

диффузионного пути атомов углерода. При этом в углеродистых и легированных сталях с содержанием углерода менее 0,6 % ввиду того, что точка Мн находится при сравнительно высоких температурах, процессы распада мартенсита могут получить существенное развитие уже во время охлаждения в мартенситном интервале .

Целью данной работы являлось исследование влияния скорости охлаждения при закалке на уровень остаточных напряжений, а также оценка роли и относительной величины вкладов от перераспределения углерода в переохлажденном аустените и в свежеобразованном мартенсите в изменение свойств и кинетики последующего распада мартенсита в среднеуглеро-дистых сталях.

В качестве объектов исследования приняты среднеуглеродистые стали 40Х, 40Х13 и 40Н14, химический состав которых представлен в табл. 1.

Таблица 1

Химический состав сталей

Марка стали Содержание элементов, % (масс.)

С Сг Со Мо 81 Мп N1 Си 8 Р

40Х 0,44 0,92 - - 0,30 0,71 0,30 0,30 0,035 0,035

40Х13 0,40 13,0 - - 0,8 0,8 0,60 0,30 0,025 0,030

40Н14 0,36 0,07 0,02 0,01 0,30 0,47 14,47 0,06 0,001 0,013

Скорость охлаждения при закалке варьировалась путем использования двух различных закалочных сред: 10 %-ный водный раствор №С1 (далее соль) и минеральное масло (далее масло) или их комбинаций. Режим нагрева под закалку выбирали из расчета получения равномерного распределения углерода в аустените. Температура нагрева под закалку составила: для стали 40Х - 860 °С, 40Х13 - 1050 °С, 40Н14 - 830 °С. Продолжительность изотермической выдержки при температуре нагрева под закалку - 20 мин.

Металлографический анализ образцов проводили на оптическом микроскопе "ОЬвегуег.Б1ш" при увеличении 500 крат. Измерения макротвердости проводили на приборе ТК-2. В качестве оценки ИЯС принимали среднее арифметическое из серии 5 параллельных измерений. Микротвердость измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 1 Н на нетравленных шлифах. Для удаления наклепанного поверхностного слоя применяли трехкратную переполировку с промежуточными травлениями. За результат измерения принимали среднее из 50 измерений.

Уровень остаточных макронапряжений определяли рентгенострук-турным методом на дифрактометре ДРОН-2 с использованием кобальтового Ка-излучения. Макронапряжения определяли по смещению рентгенов-

ской линии 211 на угол ДЭщь. Съёмку дифрактограмм проводили при шаговом сканировании (шаг 0,1о), обработку - с помощью прикладной программы для 1ВМРС «Анализ профиля рентгеновской линии методом моментов».

Учитывая методические особенности проведения экспериментов (удаление обезуглероженного приповерхностного слоя, измерения макротвердости, подготовка образцов к проведению измерений), первые измерения микротвердостипроизводились через 1,5-2 ч после завершения соответствующей термической обработки.

Закалочные среды, использованные при проведении исследования, обеспечивают скорости охлаждения, превышающие критические скорости закалки для исследуемых сталей. Микроструктурный анализ и результаты измерения макротвердостиподтверждают, что основной структурной составляющей в закаленных образцах всех исследованных сталей является мартенсит.

На рис. 1, а представлены результаты измерений уровня остаточных макронапряжений (о), а на рис.1, б - микротвердости (ИУ) образцов исследованных сталей после закалки в различных средах. Уменьшение скорости охлаждения при закалке в масле (по сравнению с закалкой в соли) увеличивает временной промежуток существования переохлажденного аустени-та и продолжительностьсамоотпускасвежеобразованного мартенсита. Это способствует повышению полноты перераспределения углерода, как в переохлажденном аустените, так и в образующемся мартенсите, что приводит к существенному снижению уровня остаточных напряжений и микротвердости для всех исследованных сталей.

■ Закалка в соли

■ Закалка в масле

■ Закалка в солп

ШЗакалка в масле

Рис. 1. Уровень остаточных макронапряжений (а) и микротвердость (б) закаленных сталей

Наличие высокого содержания хрома, снижающего диффузионную подвижность углерода, в стали 40Х13 обусловливает минимальную (для исследованных сталей) степень перераспределения углерода (несмотря на

существенно более высокую температуру нагрева под закалку). В результате для стали 40Х13 фиксируются максимальный уровень остаточных напряжений при закалке в обеих средах и минимальная разница в величине остаточных напряжений До = ос - ом, связанная с уменьшением скорости

закалочного охлаждения.

Для стали 40Н14 с высоким содержанием никеля, увеличивающим диффузионную подвижность углерода, наблюдается прямо противоположная картина. Величина остаточных напряжений в закаленных образцах этой стали (осиом) минимальна для каждой охлаждающей среды, а величина До максимальна. Для стали 40Х наблюдаются промежуточные значения этих параметров.

Уровень остаточных напряжений в свежезакаленных образцах среднеуглеродистых сталей обусловлен как степенью пересыщения твердого раствора углерода в ОЦК-железе (мартенсита), так и равномерностью распределения углерода. Размеры и форма образцов, использованных для исследований, позволяют пренебречь вкладом термических напряжений, связанных с неравномерностью охлаждения по сечению образца. Следовательно, различия в уровнях остаточных макронапряжений, обусловленные разной скоростью охлаждения при закалке, можно связать с различной степенью перераспределения углерода как в переохлажденном аустените (в процессе охлаждения до точки начала мартенситного превращения), так и в образующемся мартенсите при его охлаждении до комнатной температуры и выдержке при этой температуре до начала измерений.

Оценка возможного диффузионного пути атомов углерода 1д, выполненная с использованием данных работ по влиянию Сг и N1 на параметры диффузии углерода, показала следующее. Для стали 40Х13 в аустените при закалочном охлаждении от температуры нагрева под закалку до точки Мн/дв 1,5 раза меньше, чем в стали 40Х, и в 3,5 раза меньше, чем в стали 40Н14. При охлаждении от точки Мн до комнатной температуры (т.е. в мартенсите) /д имеет примерно равные значения для сталей 40Х и 40Н14, которые в два раза превосходят аналогичную величину для стали 40Х13. Это хорошо согласуется с представленными выше результатами по уровню остаточных напряжений и микротвердости.

Таким образом, в ходе охлаждения при непрерывной закалке, несмотря на его кратковременность, имеет место заметное перераспределение углерода как в аустените, так и в свежеобразованном мартенсите. Поскольку это перераспределение имеет диффузионную природу, то факторы, способствующие увеличению возможного диффузионного пути атомов углерода в у- и а-модификациях железа должны приводить к повышению полноты этого перераспределения, т.е. к увеличению степени неоднородности распределения углерода в закаленной стали.

Так, повышение скорости закалочного охлаждения и легирование карбидообразующими элементами при прочих равных условиях способствуют созданию более равномерного и, таким образом, менее термодинамически стабильного распределения углерода в мартенсите.

Для ответа на вопрос, какова доля вкладов в суммарное перераспределение углерода при закалочном охлаждении в аустенитном и мартен-ситном интервалах, использовали закалку образцов стали 40Х в двух средах. Закалку производили как через масло в соли, так и через соль в масле. Изменение последовательности закалочных сред обеспечивало различие скоростей прохождения соответствующих температурных интервалов в ходе охлаждения. В качестве контрольных режимов проводили непрерывную закалку в масле и в соли.

При использовании закалки в двух средах выбор времени пребывания в первой среде в соответствии с целью эксперимента должен был бы обеспечивать достижение температуры Мн, после чего образец как можно быстрее переносится во вторую охлаждающую среду. В связи с этим предварительно проводили оценку продолжительности выдержки, необходимой для достижения температуры Мн, для каждой из закалочных сред с использованием нескольких расчетных моделей. Время охлаждения образцов от 860 °С до точки Мн по формуле Френча составило для масла 5,7 с, для соли - 1,7 с. Расчеты, выполненные с использованием данных, представленных в работах , дали для масла 4,1 с, для соли - 0,8 с.

Учитывая различие результатов расчетов, высокие скорости охлаждения и, следовательно, узкие рамки варьирования времени пребывания в первой закалочной среде, нахождение образца на воздухе во время переноса его из одной закалочной среды в другую и другие факторы, было решено применить следующую схему проведения эксперимента (рис.2).

1 ч ^ч. 1 ч 1 N X | 4 X / N. / | х X 1 1 ч ^ ^^ ■ 4 ч - с(}лъ 1 сЛцсло\ 1 ч ^Ч. > ч х ч 4 , ч. ч ч

1 ч 6 соль 2 с. масло % р ^ 7 с1>л£ 3 с. маело ^ 3 масл VI , 2 холь пЦг с. соль ¡.гэс^к^б с. соль

8 1 ^ X соль + IX масло

Рис.2. Схема эксперимента по закалке в двух средах

Были реализованы режимы охлаждения, при которых перенос из первой охлаждающей среды во вторую производился при температурах: выше точки Мн (режимы 4 и 5 на рис.2); приближенных к точке Мн(режимы 3 и 6); ниже точки Мн (режимы 2 и 7). Кроме того, как указывалось выше, для сравнения использовали непрерывную закалку в масле (режим 1) и в соли (режим 8).

Результаты измерений макротведости после термической обработки по указанным режимам представлены в табл. 2.

Таблица 2

Результаты измерения твердости закаленной стали 40Х

Режим HRC Режим HRC

Как отмечалось в работах , различие в значениях макротвердости при закалке в различных средах не позволяет прийти к однозначным заключениям. В отличие от макротвердости, изменение микротвердости при тех же условиях демонстрирует более значимые различия в зависимости от использованных режимов охлаждения (рис. 3).

12345678 Режим охлаждения

Рис.3. Влияние режима охлаждения при закалке на микротвердость стали 40Х

Как и следовало ожидать, непрерывная закалка в масле (режим 1) обеспечивает максимальную продолжительность пребывания образцов в обоих интересующих температурных интервалах («Тз - Мн» и «Мн- 20

°С»), что обеспечивает наибольшую полноту перераспределения углерода и, как следствие этого, минимальные значения микротвердости. Напротив, непрерывная закалка в соли (режим 8) дает максимальную (из использованных) скорость прохождения этих температурных интервалов и соответственно минимальную степень перераспределения углерода и максимальную микротвердость.

При охлаждении по режимам 2, 3 и 4, при которых охлаждение в масле заканчивается вблизи точки Мн, а мартенситный интервал проходится с гораздо более высокой скоростью, микротвердость возрастает (по сравнению с непрерывной закалкой в масле), главным образом, за счет уменьшения полноты протекания самоотпуска свежеобразованного мартенсита в ходе превращения (или при последующей выдержке при комнатной температуре до начала измерений).

Существенно большие различия наблюдаются при использовании в качестве первой закалочной среды раствора №С1. Выдержка в соли в течение 1 с (режим 5), очевидно, не обеспечивает существенного снижения температуры закаливаемого образца перед переносом его в масло. В результате его микротвердость оказывается промежуточной между непрерывной закалкой в масле и закалкой по режимам 2, 3, 4. Увеличение времени пребывания в соли до 2 с (режим 6) приводит к существенному сокращению продолжительности перераспределения углерода в переохлажденном аустените при сохранении минимальной скорости прохождения мартенситного интервала. Это приводит к значительному повышению твердости по сравнению с закалкой в масле. Выдержка в соли в течение 3 с (режим 7), по-видимому, обеспечивает охлаждение с максимальной скоростью как в интервале существования переохлажденного аустенита, так и в части интервала «Мн- 20 °С». В результате значение микротвердости образцов, закаленных по этому режиму, оказывается почти таким же, как и при непрерывной закалке в соли.

Таким образом, уменьшение скорости охлаждения при непрерывной закалке способствует повышению полноты перераспределения углерода и связанному с этим снижению микротвердости, прежде всего, за счет увеличения временного промежутка существования переохлажденного аустенита. Вклад в суммарный эффект от перераспределения углерода в интервале охлаждения от точки Мн до комнатной температуры оказывается значительно меньшим.

1. Различие в уровне остаточных макронапряжений, обусловленное разной скоростью охлаждения при закалке среднеуглеродистых сталей, определяется степенью перераспределения углерода как в переохлажденном аустените (в процессе охлаждения до точки начала мартенситного превращения), так и в образующемся мартенсите при его охлаждении до комнатной температуры и выдержке при этой температуре до начала измерений.

2. Степень перераспределения углерода определяется, главным образом, продолжительностью пребывания в температурном интервале, предшествующем мартенситному превращению, то есть в аустенитной фазе. Вклад процессов перераспределения углерода в мартенсите оказывается значительно меньше. Таким образом, различное состояние мартенсита закаленной стали, связанное с различием скоростей закалочного охлаждения, обусловлено тем, что собственно мартенситное превращение в одной и той же стали начинается при различающемся исходном распределении углерода в переохлажденном аустените.

Исследование выполнено при финансовой поддержке РФФИ и Администрации Тульской области в рамках научного проекта № 15-4803237 «р_центр_а.

Список литературы

1. Смирнов М.А., Счастливцев В.М., Журавлев Л.Г. Основы термической обработки стали. Екатеринбург: УрО РАН, 1999. 495 с.

2. Криштал М.А. Диффузионные процессы в железных сплавах. М.: Наука, 1963. 278 с.

3. Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах. М.: Металлургия, 1978. 248

4. Люты В. Закалочные среды: справочное издание, / под ред. Мас-ленкова С.Б.; пер. с пол. Челябинск: Металлургия, 1990. 192 с.

5. Гринберг Е.М., Кондаурова Е.Ю. Влияние скорости охлаждения при закалке на структуру и физико-механические свойства сталей // Известия ТулГУ. Сер. Материаловедение. 2000. Вып. 1. С. 156 - 160.

6. Гринберг Е.М., Варюк Т.С. Влияние скорости охлаждения при закалке на структуру и твердость сталей // Известия ТулГУ. Сер. Материаловедение. 2003. Вып.4. С. 143 - 148.

7. Влияние скорости охлаждения при закалке на уровень остаточных напряжений в сталях / Е.М. Гринберг, С.С. Гончаров, Е.Ю. Кондаурова, Е.С. Жарикова // Известия ТулГУ. Сер. Материаловедение. 2006. Вып.6. С. 6 - 16.

8. Влияние карбидо- и некарбидообразующих легирующих элементов на превращения метастабильных структур при отпуске среднеуглеро-дистых сталей / Е.М. Гринберг, С.С. Гончаров, Е.Ю. Кондаурова, Т.А. Кузина // Известия ТулГУ. Сер. Материаловедение. 2006. Вып. 6. С. 33 - 42.

Гринберг Евгений Маркусович, д-р техн. наук, проф., emgrinhergamail.ru, Россия, Тула, Тульский государственный университет,

Алексеев Антон Анатольевич, асп., ant.suvorovamail.ru, Россия, Тула, Тульский государственный университет,

Новикова Елена Юрьевна, канд. техн. наук, доц., kondaurovae@,mail.ru, Россия, Тула, Тульский государственный университет,

Яровицкая Алина Александровна, студент, ladycat95@mail. ru, Россия, Тула, Тульский государственный университет,

Галкин Андрей Федорович, студент, [email protected], Россия, Тула, Тульский государственный университет

THE EFFECT OF THE COOLING CONDITIONS ON THELEVEL OFRESIDUAL STRESSES AND REDISTRIBUTIONCARBON IN THE AUSTENITE AND MARTENSITE UPON HARDENINGIN MEDIUM-CARBON STEELS

E.M. Grinberg, A.A. Alekseev, E.Y. Novikova, A.A. Yarovitskaya, A.F. Galkin

The effect of the cooling rate upon hardening on the level of residual stresses of martensiteafter hardening steels 40Х, 40Х13 and 40Н14has been studied.It is shown that the factors contributing to a possible increase in the diffusion path of carbon, lead to the formation of morenonhomogeneous distribution of carbon after hardening. The prevailing contribution to the redistribution of carbon in the course of hardened cooling brings its segregation at crystal lattice defects in the austenite, which is present at temperaturesabove the martensitic transformation temperature.

Key words:martensitic transformation, cooling rate, residual stresses, redistribution of carbon,diffusionpath, decomposition of martensite.

Grinberg Evgeniy Markusovich, candidate of technical science, docent, emgrin-berg@,mail.ru, Russia, Tula, Tula State University,

Alekseev Anton Anatolevich, postgraduate, [email protected], Russia, Tula, Tula State University,

Novikova Elena Yurievna, candidate of technical science, docent, [email protected], Russia, Tula, Tula State University,

Yarovitskaya Alina Alexandrovna, student, ladycat95@,mail.ru, Russia, Tula, Tula State University,

Galkin Andrey Fedorovich, student, anfgalkinamail. ru, Russia, Tula, Tula State University

Как следует из рассмотрения опытных данных (рис. 3) и уравнения (I, 1), при малых концентрациях диффундирующего элемента D имеет практически постоянное значение, равное величине D к о (при «нулевой» концентрации). Так, изменение концентрации углерода от 0 до 3% (атомн.) приводит к возрастанию D от 12-10 -7 до 14,3-10 -7 см 2 /сек, что лежит в пределах точности опыта.

Температурная зависимость коэффициента диффузии выражается уравнением

где I-абсолютная температура, a R - газовая постоянная.

Очевидно, что значение D при данной температуре определяется двумя константами: D 0 и Q, и на эти величины будет обращено особое внимание. Величина Q называется теплотой или энергией активации диффузии. Теплота диффузии находится в непосредственной связи с энергией кристаллической решетки: ее величина будет тем больше, чем больше энергия связи диффундирующего атома с кристаллической решеткой среды. По данным теоретических и экспериментальных исследований для случая самодиффузии чистых металлов энергия активации равна около 0,7 (для гранецентрированной) и 0,9 (для объемноцентрированной) от энергии связи кристаллической решетки.

Константа уравнения D 0 (так называемый предэкспоненциальный множитель) не имеет столь очевидного физического смысла и изменяется в очень широких пределах. По некоторым данным она находится в определенной зависимости от теплоты диффузии. Однако, например, в случае различных модификаций железа, при почти одинаковых значениях энергии самодиффузии, величина D 0 для Fe а равна 2,3 10 3 , для Fe у -5,8 см 2 /сек,

повышенным содержанием точечных и других несовершенств кристаллической структуры в пограничных слоях, что должно привести к облегчению диффузионных перемещений.

Диффузия легирующих элементов

Процессы фазовых превращений связаны с перемещением легирующих элементов в феррите и аустените. Поэтому для понимания причин влияния легирующих элементов необходимо изучение количественных характеристик процесса диффузии. В настоящее время в этой области имеются немногочисленные данные, если исключить полученные в нестрогих условиях при диффузионном насыщении (химико-термической обработке) величины. Неточность исследования в этом случае определяется введением неучитываемой в расчете переменной: изменения концентрации диффундирующего элемента в поверхностном слое в процессе диффузии. Приводимые ниже данные получены в условиях полного соответствия условий эксперимента условиям вывода расчетных уравнений.

Диффузия молибдена в феррите и аустените была подробно изучена. Обозначим коэффициент диффузии в феррите D ф и в аустените D A .

Как и для случая самодиффузии железа коэффициент диффузии в феррите превышает коэффициент диффузии для аустенита за счет главным образом предэкспоненциального множителя D 0 . Так, при 1260° D ф больше D A в 80 раз, а при 925° -в 90. Введение в аустенит углерода в количестве 0,4% не изменяет теплоту диффузии Q (59 000 кал/г-атом), но повышает значение D 0 от 0,068 до 0,091, ускоряя диффузию молибдена в аустените.

Диффузия хрома исследовалась.

Как в случае молибдена, коэффициент диффузии хрома в феррите превышает коэффициент диффузии в аустените. Температурная зависимость для диффузии кобальта и вольфрама.

Температурная зависимость коэффициентов диффузии этих элементов показана на рис. 11.

Введение в аустенит 0,8% С приводит к уменьшению величин теплоты диффузии для хрома от 97 000 до 75 ООО кал/г-атом; для кобальта от 104 000 до 80 000 кал/г-атом: для вольфрама от 90 000 до 75 000 кал/г-атом. Эти данные могут свидетельствовать об ослаблении сил связи в аустените при введении углерода.

При существенном различии в величинах D 0 и Q абсолютные значения диффузионных констант в аустените для хрома, кобальта и вольфрама оказываются весьма близкими. При диффузии в феррите в районе 700-800° наблюдается существенное различие: D для кобальта в 10-20 раз превышает коэффициент диффузии хрома. Вольфрам занимает промежуточное положение.

Диффузия никеля и марганца в аустените исследовалась

Введение 0,6% С уменьшает теплоту диффузии никеля в аустените до 65 500 кал/г-атом, а добавка 0,35% С уменьшает

2 М. Е. Блантер

теплоту диффузии марганца до 61 ООО кал/г-атом. При этом D 0 возрастает, и коэффициент диффузии никеля и марганца в аустените под влиянием углерода увеличивается в несколько раз.

Температурная зависимость коэффициента диффузии кремния в Fe а изучалась.

Введение третьих элементов изменяет значение диффузионных констант. Выше было показано, что введение углерода существенно уменьшает теплоты самодиффузии Fe у и диффузии хрома, кобальта и вольфрама в аустените. Введение углерода повышает также значение величины коэффициента диффузии молибдена, никеля и марганца. Как показано при исследовании диффузии хрома в железе, введение третьего компонента в количестве 1% (атомн.) существенно изменяет величину теплоты диффузии.

Подобное влияние введения третьих элементов может быть связано с ослаблением сил межатомной связи, что может приводить к уменьшению теплоты активации процесса диффузии и созданию дополнительных точечных несовершенств (см. ниже), приводящих, помимо того, к увеличению значения предэкспоненциального множителя.

Диффузия углерода

Этот процесс играет главную роль при цементации и большинстве превращений в стали. Поэтому процесс диффузии углерода изучался во многих исследованиях. Принципиальный дефект большинства ранее проводившихся исследований, в частности с помощью поверхностного насыщения углеродом, - несоответствие между условиями интегрирования расчетных уравнений и действительными условиями протекания диффузионных процессов. В этих случаях, пожалуй, только теплота диффузии Q оказывается близкой к действительной.

Диффузия углерода в сталь. По количественной характеристике диффузии углерода в железо накоплены многочисленные данные. Коэффициент диффузии углерода в a-железо более чем на порядок выше, чем в g-железо, имеющее значительно более плотно упакованную решетку. Диффузия углерода в феррите обуславливает возможность протекание таких низкотемпературных процессов, как коагуляция и сфероидизация карбидов в отожженной стали, карбидообразование при отпуске закаленной стали, графитизация и т. д. Однако, цементация при температурах существования a-железа не производится ввиду ничтожной растворимости в этой фазе углерода. Цементация проводится при температурах 920-950 oС и выше, при которых сталь находится в аустенитном состоянии. Концентрационная зависимость коэффициента диффузии углерода в аустените выражается уравнением: Dc=(0,07 + 0,06C%)e -32000/RT Или по другим данным: Dc=(0,04 + 0,08C%)e -31350/RT. Из приведенных зависимостей следует, что коэффициент диффузии углерода в аустените увеличивается с увеличением содержания углерода в стали. Это, очевидно, связано с увеличением искажения кристаллической решетки аустенита и термодинамической активностью углерода. Легирующие элементы оказывают существенное влияние на диффузию углерода в аустените, что связано с искажением кристаллической решетки, изменением энергии межатомной связи в твердом растворе и термодинамической активности углерода. Результаты изучения влияния легирующих элементов на коэффициент диффузии углерода в аустените при 1100о С приведены на рисунке 1. При других температурах влияние некоторых элементов на коэффициент диффузии углерода в аустените изменяется. карбидообразующие элементы обычно замедляют, а некарбидообразующие ускоряют диффузию углерода. Однако, следует заметить, что это обобщение требует существенного уточнения. Так, например, кремний увеличивает коэффициент диффузии углерода в аустените при низких температурах (ниже 950о С), что согласуется с представлением о кремнии как о некарбидообразующем элементе, искажающем кристаллическую решетку аустенита и вследствие этого ускоряющем диффузию. По количественной характеристике диффузии углерода в железо накоплены многочисленные данные. Коэффициент диффузии углерода в a-железо более чем на порядок выше, чем в g-железо, имеющее значительно более плотно упакованную решетку. Диффузия углерода в феррите обуславливает возможность протекание таких низкотемпературных процессов, как коагуляция и сфероидизация карбидов в отожженной стали, карбидообразование при отпуске закаленной стали, графитизация и т. д. Однако, цементация при температурах существования a-железа не производится ввиду ничтожной растворимости в этой фазе углерода. Цементация проводится при температурах 920-950 oС и выше, при которых сталь находится в аустенитном состоянии. Концентрационная зависимость коэффициента диффузии углерода в аустените выражается уравнением: Dc=(0,07 + 0,06C%)e -32000/RT Или по другим данным: Dc=(0,04 + 0,08C%)e -31350/RT.

Размеры: 720 х 540 пикселей, формат: .jpg. Чтобы бесплатно скачать слайд для использования на уроке, щёлкните на изображении правой кнопкой мышки и нажмите «Сохранить изображение как...». Скачать всю презентацию «Химико-термическая обработка.ppt» можно в zip-архиве размером 473 КБ.

§ 8. Как измерять скорость диффузии атомов, когда они не диффундируют?

Проблема диффузии - это одна из ключевых проблем физики твердого тела. Движущей силой диффузии обычно является различие концентраций растворенного вещества в разных объемах тела. Например, если в железе растворен углерод и в каких-то участках концентрация его атомов больше, чем в других, то атомы углерода будут двигаться в том направлении, где их меньше. Кристаллическая решетка большей части металлов соответствует одному из трех типов, показанных на рис. 26 упаковки ионов (шаров): гранецентрированная кубическая (рис. 26, а), гексагональная плотно-упакованная (рис. 26, б) и объемно центрированная кубическая (рис. 26, в).

При комнатной температуре железо существует в своей α-модификации и имеет решетку третьего типа. Атомы углерода располагаются в межузлиях решетки основного компонента, внедряются в промежутки между его атомами. Это, между прочим, не так легко, поскольку атомы металла плотно прилегают друг к другу. Например, в пору, соответствующую позиции в центре ребра куба, можно вписать шар радиуса 0,02 нм, так что даже маленький атом углерода не помещается в ней. Он с трудом "втискивается" на свое место и вызывает искажения в решетке, раздвигая соседние атомы железа.

В процессе диффузии атом углерода совершает "скачок" из того межузлия решетки железа, которое он занимает, в соседнее, такое же межузлие, затем в следующее и т. д. Каждый раз он с трудом "протискивается" между плотно прилегающими друг к другу атомами растворителя, прежде чем окажется в соседней позиции внедрения, где ему тоже тесно, но все же "терпимо". Для того чтобы диффундирующему атому совершить скачок, он должен обладать избыточной энергией (существует как бы некоторый энергетический барьер, который нужно преодолеть). Высота этого барьера и есть так называемая энергия активации диффузии Q. Чем выше температура, тем интенсивнее тепловые колебания атомов и тем легче преодолевается барьер.

Важнейшим показателем диффузионной подвижности атомов является коэффициент диффузии D. Согласно теории диффузии расстояние, на которое в среднем удаляется атом при диффузионных блужданиях за время t, пропорционально величине √Dt. Коэффициент диффузии имеет размерность см 2 /с, так что - размерность длины. Понятно, что коэффициент диффузии резко увеличивается с повышением температуры. Эту зависимость впервые установил шведский ученый С. Аррениус в 1889 г.:

D = D 0 e -Q/kT .

Здесь k - постоянная Больцмана, a D 0 - коэффициент пропорциональности (предэкспоненциальный множитель) * .

* (В книге Б. С. Бокштейна "Атомы блуждают по кристаллу" (М.: Наука, 1983. Библиотечка "Квант", вып. 28) детально рассмотрена проблема диффузии в твердых телах и убедительно показана необходимость определения параметров диффузии. )

Чтобы измерить коэффициент диффузии какого-либо вещества в данном металле, его (или его радиоактивный изотоп) наносят на поверхность металла, затем нагревают и длительное время выдерживают образец при высокой температуре, чтобы получить достаточно толстый слой металла со сравнительно большой концентрацией диффундирующего вещества (хотя бы около 100 мкм - чтобы можно было хорошо видеть этот слой в микроскопе и точно измерить его).

Тогда, зная диффузионный путь √Dt и время отжига, этим методом можно измерить коэффициент D с достаточной точностью. А как быть, если нужно знать коэффициент диффузии при невысоких температурах, когда для получения такого слоя требуются месяцы? Здесь нет никакого преувеличения. Например, коэффициент диффузии углерода в железе при комнатной температуре порядка 10 -17 см 2 /с, и перемещение атома углерода всего на одно межатомное расстояние требует уже нескольких секунд. А при температуре 900 - 950°С насыщение поверхности железа углеродом на глубину 1 мм (это очень распространенный в технике процесс - цементация) происходит за несколько часов. Понятно, что все дело в величине коэффициента диффузии, который при 900 °С составляет примерно 10 -7 см 2 /с, т. е. на 10 порядков больше, чем при комнатной температуре (экспонента!). Скорость диффузии при этом увеличивается, соответственно, на 5 порядков.

Между тем параметры диффузии при низких температурах знать очень нужно. В частности, в железе и стали уже при комнатной температуре идут важные структурные изменения, связанные с перемещениями атомов углерода на небольшие расстояния. Так как же быть? На помощь приходит уравнение Аррениуса. Поскольку D 0 и Q не зависят от температуры, достаточно измерить D при двух разных температурах (но обе должны быть высокими, так как нужен достаточно толстый слой). Тогда D 1 = D 0 e -Q/kT 1 и D 2 = D 0 e -Q/kT 2 , и в этой системе двух уравнений остается два неизвестных. Найдя D 0 и Q, мы можем методом экстраполяции вычислить коэффициент диффузии при любой температуре.

Справедливость уравнения Аррениуса многократно проверена экспериментально, но ведь все эти эксперименты проведены в области достаточно высоких температур. Будет ли оно действовать и при низких температурах, правомерна ли экстраполяция? Есть основания сомневаться в этом, по крайней мере, в некоторых случаях. Например, в сильно деформированном металле при низких температурах есть множество дефектов кристаллической решетки (о них речь в следующей главе), которые могут сильно влиять на диффузионную подвижность атомов. А при высоких температурах, необходимых для диффузионного отжига, их число уменьшается в тысячи раз, и мы поневоле получаем искаженное представление об их роли в диффузионных процессах.

Так нельзя ли определить коэффициент диффузии непосредственно при низкой температуре, когда самой диффузии практически нет (точнее, когда она идет крайне медленно)? Здесь как раз и скажет свое веское слово метод измерения внутреннего трения.

Как мы уже установили, при растворении в решетке α-железа атомы углерода с трудом размещаются между атомами железа и вынуждены раздвигать их. Особенно сильно смещаются из нормальных положений два ближайших атома железа, расположенные по краям того ребра, центр которого занял атом углерода. Изобразим элементарную ячейку α-железа утрированно (рис. 28, а), увеличив расстояния между атомами. Если в данной ячейке находится атом углерода, то она искажается так, как (тоже утрированно) показано на позиции "в" - вместо куба мы получаем призму, у которой размеры по оси Z больше, а по двум другим осям - меньше, чем у исходного куба.

Поскольку атомы углерода вызывают сильные искажения в решетке α-железа, в силу известного уже нам принципа Лe Шателье, оно не любит растворять углерод. При комнатной температуре предельная растворимость углерода в α-железе измеряется тысячными долями процента, так что один его атом приходится на несколько тысяч ячеек. Искажения быстро убывают по мере удаления от занятой атомом углерода ячейки, поэтому решетка в целом остается кубической. Кроме того, у атомов углерода нет никаких причин предпочитать ось Z другим осям, поэтому они в среднем равномерно распределяются по всем трем непараллельным ребрам куба. Условно эта ситуация изображена на позиции "б". Условность в том, что трем атомам углерода будет слишком тесно в одной ячейке. Если в одной из них атом углерода расположится в ребре, параллельном оси Z, то в другой удаленной на тысячи межатомных расстояний, он скорее всего окажется на ребре, параллельном оси X или Y и т. д.

Однако ситуация резко меняется, если мы приложим растягивающую силу, например, вдоль оси Z. Это само по себе вызывает искажения решетки того же вида, как на позиции "в". Вертикальные ребра растягиваются, остальные сжимаются (так же, естественно, изменяются внешние размеры самого растянутого образца). Теперь позиции внедрения, наиболее удобные для атомов углерода, перестают быть равноправными. Им удобнее располагаться в вертикальных ребрах, уже растянутых внешним напряжением, чем в горизонтальных - сжатых. Это вызовет перескоки атомов из позиций в осях X и Y в вертикальные ребра и вызовет их дополнительное растяжение. На рис. 28, г показано, к чему это приводит. Здесь та же условность, что и на позиции "б" - каждый атом совершает этот скачок, конечно, в пределах "своей" элементарной ячейки, но во всех ячейках, занятых атомами углерода, они будут стремиться перепрыгнуть в вертикальное ребро. Атом углерода ищет то место, где больше размер поры.

Но такие же скачки из одного ребра в другое атомы углерода совершают и при их диффузионном перемещении в решетке. Скорость скачка определяется диффузионной подвижностью атомов при данной температуре. Имеется простое соотношение между коэффициентом диффузии и временем скачка τ в решетке с длиной ребра а, которое было установлено А. Эйнштейном: D = а 2 /τ; это соотношение верно с точностью до коэффициента, зависящего от геометрии решетки и близкого к единице (переписанное в виде а = √Dτ, оно напомнит вам уже знакомое выражение - одно из основных уравнений диффузии).

Вот мы и получили типичный релаксационный процесс, вызывающий внутреннее трение. Будем циклически изменять нагрузку, приложенную вдоль оси Z (растяжение - сжатие). Если частота колебаний очень высока и время цикла мало по сравнению с τ, атомы не успеют совершить перескок, как напряжение уже изменит знак и ребра Z начнут сжиматься, становясь вместо более удобных, наоборот, более неудобными позициями внедрения. Атом углерода успевает лишь "захотеть" перескочить, как ситуация резко изменяется.

При слишком низких частотах все перескоки будут успевать следовать за изменяющимся напряжением. В ходе нагружения атомы успевают занять вертикальные ребра, в ходе разгрузки - перескочить обратно и создать первоначальное беспорядочное распределение по трем осям. Когда внешнее напряжение начнет сжимать кристалл вдоль оси Z, атомы из вертикальных осей будут переходить в горизонтальные и т. д., причем, поскольку время цикла велико по сравнению с τ, в каждый данный момент будет успевать устанавливаться именно то распределение атомов по трем осям, которое лучше всего соответствует величине и знаку напряжения.

Как мы уже знаем, в этих двух крайних случаях внутреннего трения нет. Оно достигнет максимума при частоте колебаний, отвечающей условию ωτ р = 1, причем τ р здесь близко по величине к τ - времени диффузионного скачка. Ведь не так уж важно, что именно является движущей силой скачков - различие в концентрации атомов углерода в разных местах, как при обычной диффузии, или периодически изменяющееся внешнее напряжение, как в нашем примере.

Теперь, измерив частоту ω, при которой внутреннее трение достигло максимума, и период решетки а, мы легко определим коэффициент D.

Интересно, что максимум внутреннего трения, обусловленный рассмотренным процессом, при комнатной температуре обнаруживается при частоте около 1 Гц, что очень удобно для измерений. Но вообще мы можем по своему усмотрению изменять и частоту колебаний, и температуру образца. Это дает возможность найти энергию активации того диффузионного процесса, который нас интересует. Например, при температуре Т 1 , согласно уравнению Аррениуса, коэффициент диффузии равен D 1 , а время скачка (по формуле Эйнштейна) τ 1 . Если при этой температуре мы будем плавно изменять частоту колебаний ω, то внутреннее трение достигнет максимума при ω 1 = 1/τ 1 . При температуре Т 2 максимум появится при другой частоте ω 2 , так как коэффициент диффузии при этой температуре равен D 2 и время скачка τ 2 . Так мы снова получаем два уравнения Аррениуса с двумя неизвестными D 0 и Q. Остальное - дело техники.

Вот мы и закончили самый, пожалуй, скучный раздел книги. Дальше, как мы рассчитываем, дело пойдет веселее. В "Записных книжках" написано: "Вы даже не представляете себе, каким я могу быть скучным и нудным". Если читатель улыбнется этой ильфовской шутке, то авторы могут себя поздравить. Если же скажет: "Вот именно", то они должны себе посочувствовать.

Диффузионное перераспределение углерода в период закалочного охлаждения или после закалки может дойти до стадии выделения из мартенсита дисперсных частиц карбида, вносящих свой вклад в упрочнение стали. Кроме того, в любых сталях углерод при обычных скоростях закалки успевает образовывать сегрегации на дефектах решетки аустенита в период охлаждения стали выше точки Ми. Сегрегации углерода в аустените наследуются мартенситом, а поскольку он и так пересыщен углеродом, то эти сегрегации становятся местами зарождения частиц карбида. Как отмечалось в § 33, повышение точки Мн при ускорении закалочного охлаждения (см. рис. 122) вызвано тем, что атомы углерода не успевают образовывать сегрегации на дефектах решетки аустенита. С этим согласуется то, что при очень больших скоростях охлаждения твердость кристаллов мартенсита оказывается почти в полтора раза ниже, чем после обычной закалки.
Первоначально происходит диффузионное перераспределение углерода в аустените, приводящее к образованию объемов аустенита, богатых и бедных углеродом.
Несмотря на предварительное диффузионное перераспределение углерода в аустените, цементит в области между линиями ES и SO выделяется в виде сетки вокруг аустенита, претерпевающего затем перлитное или другое превращение.
Первоначально внутри аустенита происходит диффузионное перераспределение углерода, что приводит к образованию объемов аустенита, обогащенных и обедненных углеродом.
Бейнитное превращение начинается с диффузионного перераспределения углерода в аустените. В объемах аустенита, обогащенного углеродом, выделяются частицы карбидов (цементита), соседствующие с зонами зерен, в которых происходит мартенситное превращение. Мартенситные кристаллы перенасыщены углеродом, что в сочетании с высокой температурой и благоприятными условиями для протекания диффузионных процессов создает условия для распада мартенсита и образования карбидов.
Рост перлитной колонии контролируется диффузионным перераспределением углерода параллельно фронту превращения в объеме аустенита и прямо по границе перлитной колонии.
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 Мя 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 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.
Схема бейнитного превращения. В начале этого превращения происходит диффузионное перераспределение углерода в аустените (ри с. Участки аустенита с низким содержанием углерода, у которых точка Мн 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 этих участков аустенита углеродом и к протеканию в них превращения по мартенситному механизму.
При превращении Перлита в аустенит происходит диффузионное перераспределение углерода за счет растворения цементита в феррите. При этом образуются зоны феррита с высоким и низким содержанием углерода. Рост аустенитных зерен происходит вследствие растворения цементита и аллотропического превращения феррита. Процесс растворения цементита протекает медленнее, чем превращение феррита. При увеличении выдержки цементит полностью растворяется в аустените. Для выравнивания состава аустенита по всему объему требуется время.
Нестабильностью соединения, в котором продолжается диффузионное перераспределение углерода при высоких температурах и формирование зоны переменного состава и структуры.
В процессе превращения происходит полиморфное у-а превращение и диффузионное перераспределение углерода в аустените, что приводит к образованию феррито-цементитной структуры.
Распределение деформаций и расположение пластических шарниров (П в зоне локального дефекта. Физическая неоднородность возникает в трубах змеевика в результате диффузионного перераспределения углерода по толщине стенки. По наружной поверхности труб происходит выгорание углерода и образование поровой структуры, а по внутренней поверхности наблюдается интенсивная диффузия углерода из зоны контакта с коксом. Эти два процесса во времени формируют квазимногослойную оболочку, которая по своим свойствам существенно может отличаться от первоначальной.

Бейнитное превращение переохлажденного аустенита сочетает в себе элементы перлитного и мартенситного превращений: диффузионное перераспределение углерода в аустените между продуктами его распада и мартен-ситное бездиффузионное превращение.
Кинетические кривые изотермического превращения аустенита в промежуточной (с и перлитной (б областях (схемы. Однако несмотря на то, что образованию феррито-карбидной смеси при промежуточном превращении предшествует диффузионное перераспределение углерода в аустените, образующийся при этом феррит является а-твердым раствором, пересыщенным углеродом, что определяется особенностями механизма его образования. Очевидно, что предварительное перераспределение углерода в аустените придает промежуточному превращению сходство с перлитным, а сохранение пересыщенности феррита углеродом - сходство с мартенситным превращением.
В результате отпуска в зависимости от температуры нагрева неустойчивая структура мартенсита закалки вследствие диффузионного перераспределения углерода превращается в более устойчивые структуры - мартенсит отпуска, троостит, сорбит и перлит.
Структура бешшта. Х500. В аустените, переохлажденном до соответствующих температур (ниже точки е), происходит диффузионное перераспределение углерода, в результате которого образуются участки аустенита, богатые и бедные углеродом. Образование концентрационной неоднородности приводит к возникновению напряжений, а так как для бедных по углероду участков мартенситная точка лежит выше температуры изотермической выдержки, то пластическая деформация приведет к 7 - а-превращению по мар-тенеит Н Ой реакции. Превращение 7 - а при бейнитнам превращении по мартенситному типу является его характерной особенностью и подтверждается тем, что образование бейнита сопровождается появлением рельефа на полированном шлифе.
Структура бейнита. Х500. В аустените, переохлажденном до соответствующих температур (ниже точки е), происходит диффузионное перераспределение углерода, в результате которого образуются участки аустенита, богатые и бедные углеродом. Образование концентрационной неоднородности приводит к возникновению напряжений, а так как для бедных по углероду участков мартенситная точка лежит выше температуры изотермической выдержки, то пластическая деформация приведет к 7 - - а-превращению по мар-тенситной реакции. Превращение - у - а при бейнитном превращении по мартенситному типу является его характерной особенностью и подтверждается тем, что образование бейнита сопровождается появлением рельефа на полированном шлифе.
Бейнитное (промежуточное) превращение переохлажденного аустенита сочетает в себе элементы перлитного и мартенситного превращений: диффузионное перераспределение углерода в аустените между продуктами его распада и мартенситное бездиффузионное превращение.
При переохлаждении чугуна до температур в интервале 550 - 200 С в аустенитной матрице происходит бей-нитное (промежуточное) превращение: сдвиговая - а-перестройка решетки железа сочетается с диффузионным перераспределением углерода. Превращение начинается обычно около графитных включений, что связано, по-видимому, с пониженной устойчивостью аустенита, поскольку он обеднен здесь углеродом. Бейнит формируется путем образования пластин а-фазы; окружающий их у-ра-створ обогащается углеродом, в результате происходит выделение карбидных частиц и рост пластин а-фазы продолжается. При понижении температуры бейнитного превращения увеличивается пересыщенность углеродом пластин а-раствора и карбидные частицы становятся более мелкими.
Легирование сталей кремнием и марганцем (до 2 %) снижает скорость роста видманштеттового феррита примерно в 10 раз, так как при этом рост кристаллов видманштеттового феррита лимитируется процессом диффузионного перераспределения углерода.
Бейнитное превращение сочетает элементы перлитного и мар-тенситного превращений. Ему предшествует диффузионное перераспределение углерода в аустените, в результате чего образуются участки, обедненные и обогащенные углеродом. Дифференциация участков по содержанию углерода тем больше, чем выше температура превращения. В обогащенных участках аустенита выделяются карбиды. Окружающий карбиды аустенит с уже пониженным содержанием углерода претерпевает (у - а) - превращение.
Для промежуточного превращения, в результате которого образуется бейнит, характерны признаки как мартенситного, так и перлитного превращения. Бейнитному превращению предшествуют диффузионное перераспределение углерода в аустените. Это подтверждается увеличением периода кристаллической решетки непревратившейся еще части аустенита. Скорость продвижения межфазной границы феррит-аустенит, а следовательно, и скорость роста бейнита определяются при этом скоростью диффузии углерода. Подтверждением реализации мартенситного механизма превращения является образование микрорельефа на поверхности шлифа.
Логарифмическая зависимость межпластинчатого расстояния от степени переохлаждения Гс - Т.| Скорость роста (с. р. эвтектоид-ных зерен углеродистой стали У8 в зависимости от степени переохлаждения после нагрева до 850. Вблизи ферритных пластин аустенит обогащен углеродом, вблизи цементитных - обеднен. Неоднородность концентраций приводит к диффузионному перераспределению углерода.

В процессе превращения происходит полиморфное у-а превращение и диффузионное перераспределение углерода в аустените, что приводит к образованию феррито-пементитной структуры.
В процессе превращения происходит полиморфное у-а превращение и диффузионное перераспределение углерода в аустените, что приводит к образованию ферркго-цементитной структуры.
Бейнитное превращение, как отмечалось в § 1, является промежуточным между перлитным и мартенсит-ным и происходит в интервале температур охлаждения 500 - 250 С. Механизм бейнитного превращения состоит в том, что при диффузионном перераспределении углерода в аустените образуются области, обогащенные и обедненные углеродом. Области, обедненные углеродом, претерпевают бездиффузионное превращение в мартенсит, а области аустенита, обогащенные углеродом, выделяют частицы цементита, обедняясь углеродом. Обедненный углеродом аустенит бездиффузионным путем превращается в мартенсит, который неустойчив при данной температуре и в процессе изотермической выдержки распадается ня ферритно-цементитную смесь. Это превращение имеет черты диффузионно-перлитного и бездпффузнонно-мартенситного превращений. В результате образуется структура б е и н и т, представляющая собой смесь ее-фазы (феррита) и карбидов очень мелких размеров.
Установлено, что при образовании А - Г эвтектики пластинки графита врастают в расплав, а кристаллизация аустенита несколько отстает от роста графита. В расплаве на фронте кристаллизации А - Г розеток происходит диффузионное перераспределение углерода. Если оно не успевает произойти, то распад жидкости протекает с образованием ледебурита.
Природа увеличения устойчивости переохлажденного аустенита под влиянием легирующих элементов довольно сложная. Если в углеродистых сталях перлитное превращение связано с Y - - перестройкой решетки и диффузионным перераспределением углерода, то в легированных сталях к этому могут добавиться образование специальных карбидов и диффузионное перераспределение легирующих элементов, по-разному растворенных в феррите и карбиде.
Участок диаграммы состояния Fe - С сплавов и кривые термодинамического потенциала фаз при TI. Выделение обеих твердых фаз приводит к возникновению в расплаве химической неоднородности. На фронте кристаллизации цементита жидкость обедняется углеродом и обогащается им у поверхности аустенита. Диффузионное перераспределение углерода поддерживает жидкость около аустенита в состоянии пересыщения железом, а около цементита - в состоянии пересыщения углеродом, и кристаллизация обеих фаз продолжается до исчезновения жидкости.
При выборе сварочных материалов для сварки разнородных ауетенитных сталей необходимо прежде всего учитывать склонность ауетенитных швов наиболее распространенных составов к образованию горячих трещин при сравнительно небольшом отклонении легирования от оптимального. Процессы диффузионного перераспределения углерода в зоне сплавления для этих соединений так же, как п соединений высокохромпстых сталей, в большинстве случаев могут не учитываться.
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.
Основная особенность образования аустенита заключается в том, что из двухфазной смеси феррита (около 0 02 % С) и цементита (6 67 % С) при нагреве образуется одна фаза - аустенит со средним содержанием углерода в стали. Поэтому процесс перестройки решетки - твердого раствора в решетку 7-фазы усложняется накладывающимися на него процессами диффузии. То, что диффузия играет большую роль при образовании аустенита, не вызывает сомнений. Дискуссия происходит вокруг вопроса о том, что осуществляется раньше: аллотропическое превращение и затем диффузионное перераспределение углерода или же сначала перераспределение углерода в а-фазе, а потом перестройка решетки.
С увеличением степени дисперсности ферритокарбидной смеси возрастают твердость, пределы прочности и текучести стали. Если охлаждение происходит с большими скоростями, для диффузионного превращения может не хватить времени. Промежуточное превращение происходит при т-ре ниже диффузионного до начала бездиффузионного (мартенсит-ного) превращения. Продуктом промежуточного превращения является ферритоцементитная смесь игольчатого строения - бейнит. В этом превращении сочетается диффузионное перераспределение углерода в аустените с бездиффузионным превращением аустенита. Бездиффузионное (мартенситное) превращение происходит ниже т-ры, соответствующей началу превращения переохлажденного аустенита в мартенсит. Области т-р, в к-рых происходят превращения, подразделяют соответственно на перлитную, промежуточного превращения и мартенситную. В зависимости от хим. состава аустенита, величины зерна и т-ры нагрева кинетика и интервалы т-р диффузионного, промежуточного и бездиффузионного (мар-тенситного) превращений могут изменяться в широких пределах, придавая диаграмме иной внешний вид.
Для этого было образовано покрытие из карбида ниобия в условиях термодинамической устойчивости ниобия. В составе покрытия, как уже указывалось, существовала следующая последовательность фаз (от графита к поверхности покрытая): NbC, Nb2C и Nb. Покрытие было отделено от графитовой подложки, и процесс был повторен в условиях термодинамической неустойчивости ниобия с использованием в качестве подложки самого покрытая. Этот результат показывает, что при повторной обработке покрытия, состоявшего из трех фаз (NbC, Nb2C и Nb), в условиях термодинамической неустойчивости ниобия происходило диффузионное перераспределение углерода и переход ниобия в летучее соединение. Последний процесс заканчивался, когда концентрация углерода на обеих сторонах покрытая достигала устойчивого для данной среды значения. Параметр решетки, соответствующий этой концентрации, оказался равным 0 4432 нм.
Схемы зарождения и роста перлитных колоний (а и последовательность образования перлита из аустенита (б. 1 - 5 - последовательность развития зерен перлита. С увеличением степени переохлаждения различие в уровнях свободной энергии аустенита и перлита возрастает и поэтому растет также выигрыш в свободной энергии при перлитном превращении. По этой причине, как уже отмечалось выше, размер критического зародыша, уровень энергетической флуктуации и размер объемной флуктуации уменьшаются. В результате этого скорость перлитного превращения возрастает. Для обеспечения роста критических зародышей цементита необходим постоянный подвод атомов углерода. Следовательно, диффузионное перераспределение углерода в перлитном превращении играет важную роль.
Перлитное превращение характерно при сварке среднеугле-родистых сталей и как дополнительное при сварке низкоуглеродистых. Оно происходит при сравнительно невысоких скоростях охлаждения при условии оУе / 5 шф. При С 0 8 % превращение носит квазиэвтектоидный характер. Перлитное превращение имеет диффузионный механизм и начинается с образования зародышей в виде перлитных колоний на границах аустенит-ного зерна. Вначале вследствие флуктуации концентрации углерода образуется тонкая цементитная (или ферритная) пластина. Попеременное многократное возникновение пластин цементита и феррита приводит к образованию перлитной колонии, которая начинает расти не только в боковом, но и торцовом направлении. Кооперативный рост двухфазной колонии в торцовом направлении контролируется диффузионным перераспределением углерода в объеме аустенита перпендикулярно фронту превращения и вдоль фронта между составляющими перлитной колонии.