Обобщенная диаграмма превращения переохлажденного аустенита в углеродистой стали

                                                                                                                                                      

Рис. 24. Вид рельефа при прямом (а) и обратном (б) мартенситном превращении. х200

 

Температурный интервал обратного мартенситного превращения (А_н—А_к), зависящий в первую очередь от состава сплава, располагается выше температуры равновесия Т₀ (когда свободные энергии аустенита и мартенсита равны) — рис. 25. Сдвиговое образование аустенита сопровождается его наклепом, упрочнением (фазовый наклеп).

 

 

Рис. 25. Температуры прямого (М_н —М_к) (а) и обратного мартенситного ( А_Н — А_к) (6) превращения в железоникелевых сплавах

 

В свое время Г. В. Курдюмов и Л. Г. Хандрос (1949 г.) обнаружили явление, названное ими «термоупругий мартенсит», заключающееся в том, что локальная деформация, возникшая при прямом превращении, полностью исчезает при обратном, так как процесс перестройки у^-*"'* точно повторяется при обратном а-ку-превращении.

Этот эффект оказался практически важным, и, используя его, был создан новый класс сплавов, обладающих так называемым «эффектом памяти формы».

Если сплав продеформировать (согнуть, закрутить) при температуре  ниже точки М_н, т. е. в мартенситном состоянии, а затем нагреть выше точки А_н (т. е. вызвать обратное превращение по мартенситному механизму), то сплав  примет прежнюю до деформации форму. [6]

 

 

 

 

 

 

 

 

 

7. Влияние легирующих элементов на кинетику превращения аустенита и на склонность аустенитного зерна к росту

 

При наличии в стали  легирующих примесей неоднородность аустенита еще более возрастает. Влияние легирующих примесей, особенно совместное, весьма сложно и не может быть -указано в общем виде. Однако следует всегда иметь в виду, что в легированной стали получение однородного твердого раствора связано со значительным удлинением выдержки при температуре нагрева вследствие затруднения процессов диффузии. [7]

Влияние легирующих элементов  на рост зерна аустенита изучалось  в ряде работ. Безусловно, что элементы, дающие трудно растворимые примеси  типа стойких карбидов (Ti, V, Та, Zr, Nb, а б меньшей степени W и Мо), не растворимые в аустените окислы и сульфиды (кислород и сера) или способствующие выделению графита (Si, Ni и Со) и структурно свободной составляющей (Си), препятствуют росту зерна аустенита. Элементы, дающие относительно легко растворимые карбиды (Сг), слабо влияют на размер зерна, а Мn и Р увеличивают склонность к росту.

Особо сильное влияние  оказывает алюминий, который широко применяют для регулировки величины зерна аустенита в стали. Так, повышение содержания алюминия от 0,11 до 0,20% уменьшает размер зерна при 927° в 32 раза. Увеличение содержания алюминия до 1,7—3,8% приводит к укрупнению зерна аустенита. Следует полагать, что введение малых количеств алюминия препятствует росту аустенитных зерен благодаря образованию субмикроскопических включений окислов и нитридов алюминия, располагающихся по границам зерен. Согласно другой точке зрения при малых добавках алюминия последний играет роль поверхностно активного элемента, располагающегося на границах зерен аустенита и поэтому препятствующего росту зерна. Повышение содержания этого элемента приводит к увеличению его концентрации в твердом растворе, что способствует росту зерна.

Надо подчеркнуть, что  задерживающее влияние легирующих элементов осуществляется не при всех температурах. Существует температурный порог активного растворения включений, препятствующих росту зерна. При нагреве выше этого температурного интервала начинается быстрый рост зерна аустенита. При превращении перлита в аустенит вблизи критической температуры Ас₁ образуется мелкозернистая аустенитовая структура. Дальнейшее повышение температуры приводит к быстрому росту зерна (крупнозернистая сталь). В том случае, когда сталь содержит трудно растворимые примеси, размер зерна аустенита сохраняется до температур растворения этих включений, после чего начинается быстрый рост (мелкозернистая сталь). [3]

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Заключение

 

Важная особенность  сплавов системы железо — углерод  заключается в резко различной  диффузионной подвижности металлических атомов и атомов углерода. Значения коэффициентов диффузии углерода в аустените на 4—5 порядков больше, чем коэффициентов диффузии (самодиффузии) металлических атомов. При распаде аустенита диффузионное перераспределение углерода и легирующих элементов сочетается с переходом атомов растворителя (железа) из одной кристаллической решетки в другую. Перераспределение углерода и легирующих элементов связано с перемещением атомов на значительные расстояния; второй же процесс сводится к перестройке кристаллической решетки на границе раздела фаз, что может осуществляться как индивидуальными, так и кооперативными перемещениями атомов. Эти особенности сплавов системы железо—углерод обусловливают возможность возникновения различных типов превращений переохлажденного аустенита: перлитного, бейнитного и мартенситного.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Литература

 

1. Г. В. Курдюмов, Л.  М. Утевский, Р. И. Энтин –  Превращение в железе и стали.  –М: изд-во «Наука», 1977. – 4-5, 151-152, 163-164 с.

2. http://osvarke.info/153-diagramma-sostoyaniya-zhelezo-cementit.html

3. М. Е. Блатнер –  Фазовые превращения при термической  обработки стали. – М: государственное  научно – техническое изд-во  литературы по черной металлургии, 1962. – 25-26, 41 с. 

     4. http://www.ngpedia.ru/id490920p1.html

     5. http://www.ngpedia.ru/id490271p1.html

6. А. П. Гуляев –  Металловедение – М: изд-во  «Металлургия». 1977. 243-250, 258-270 с.

7. В. М. Доронин –  Термическая обработка углеродистой  и легированной стали. – М:  государственное научно – техническое  изд-во литературы по черной  металлургии, 1955. 6 с.