ПОИСК Статьи Чертежи Таблицы Термодинамика мартенситных превращений из "Теория термической обработки металлов " При любой температуре а- и р-растворы на базе модификаций компонента А характеризуются своими кривыми свободная энергия—состав (рис. 119,6). При температуре Го кривая свободной энергии р-фазы расположена ниже соответствующей кривой а-фазы, т. е. р-раствор при любой его концентрации стабильнее а-раствора (Рр .Ра ). Кривые Ра и Рр сходятся в точке равновесия двух модификаций чистого компонента А (см. соответствующую температуру Го на рис. 69). [c.209] Общая касательная к двум кривым свободной энергии определяет концентрации фаз, находящихся в равновесии при данной температуре (см. 21). Например, касательная аЬ на рис. 119, б характеризует равновесие а-фазы состава а и р-фазы состава Ь при температуре Гг (рис. 119,а). [c.210] Стабильное равновесие Яд- + р - достигается при очень мед- тенном охлаждении, когда полиморфное превращение сопровождается диффузионным перераспределением компонентов между исходной и новой фазами. При ускоренном охлаждении сплава из Р-области такое перераспределение компонентов может быть полностью подавлено. [c.211] Сопоставим при разных температурах значения свободной энергии а- и р-фаз одинакового состава, отвечающего составу сплава Со на рис. М9. [c.211] При температуре Т / а (точки с и f на рис. 119,6), при Гг Рр — Ра (точка g) и при Гз Рр Ра (точки тип). Следовательно, свободная энергия исходной р-фазы при охлаждении возрастает интенсивнее, чем свободная энергия а-фазы того же соста- Ва, и ниже некоторой температуры (Гг для сплава Со) фазы меняются местами по величине свободной энергии исходная фаза обладает большей свободной энергией, чем новая. Кривые температурной зависимости свободной энергии двух модификаций твердого раствора одинакового состава идут, пересекаясь, аналогично соответствующим кривым двух модификаций чистого компонента (см. рис. 69). Принципиальное различие состоит в том, что в случае чистого металла точка пересечения кривых свободной энергии отвечает температуре стабильного равновесия двух его модификаций, а в случае сплава — температуре метастабильного равновесия переохлажденного р-раствора с метастабильным а-раствором того же состава. Если бы успело произойти диффузионное перераспределение компонентов, то при рассматриваемой температуре метастабильного равновесия Гг в сплаве Со образовалась бы равновесная смесь фаз разного состава ад + р -. [c.211] Для любого сплава рассматриваемой системы можно указанным способом отметить на диаграмме сотояния температуру равенства свободных энергий метастабильных а- и р-фаз одинакового состава. Геометрическим местом точек таких температур является линия ГоГо на рис. 119, а. [c.211] В любом сплаве при переохлаждении исходной р-фазы до температур ниже линии ГоГо ее свободная энергия становится больше, чем у а-фазы того же состава, т. е. появляется термодинамический стимул AF=/ рполиморфного превращения Р —а без изменения состава. Например, в сплаве Со при превращении р-фазы состава Со в а-фазу того же состава этот стимул ( движущая сила превращения) при температуре Гз равен отрезку тп. [c.211] В сплаве Со возникающая при бездиффузионном превращении мартенситная а-фаза по своему химическому составу при комнатной температуре не отличается от а-фазы, образовавшейся в результате нормального диффузионного превращения по схеме Р/ 2 Я/ —2 в обоих случаях состав а-фазы при комнатной температуре соответствует составу сплава Со- При бездиффузионном мартенситном и при диффузионном нормальном превращении в сплаве Со образуется фаза, которая при комнатной температуре является ненасыщенным твердым раствором компонента В в низкотемпературной модификации компонента А (а-раствор насыщен в точке г). Заметим, что кристаллы а-фазы состава Со, образовавшиеся по мартенситному и нормальному механизмам, различаются микро- и субструктурой (см. 35). Иногда для отличия мартенситной а-.фазы от обычной ее обозначают как а или М. [c.212] В более легированном сплаве состава Со (рис. 119, а) в результате бездиффузионного превращения образуется мартенситная а-фаза, которая при комнатной температуре является пересыщенным твердым раствором компонента В в низкотемпературной модификации компонента А, так как в этом сплаве состав мартенсита ( Со ) находится правее точки насыщения а-фазы в равновесных условиях (г). Следовательно, мартенсит, образующийся в результате бездиффузионного полиморфного превращения, в сплавах может быть и пересыщенным, и ненасыщенным твердым раствором легирующего элемента в низкотемпературной модификации базового компонента. [c.212] Рассмотрим теперь на примере сплавов Ре—С превращения в системе эвтектоидного типа. [c.212] Распад аустенита на феррито-карбидную смесь — это связанный с перераспределением углерода диффузионный процесс с диффузионным перемещением атомов на расстояния, намного превышающие период решетки аустенита. [c.212] При быстром охлаждении углеродистой стали (закалка в воде— сотни градусов в секунду) аустенит успевает сильно переохладиться, не претерпев диффузионного распада на смесь двух фаз. Но аустенит не может полностью сохраниться при любом сколь угодно быстром охлаждении до комнатной температуры, так как в углеродистой стали его свободная энергия, начиная с некоторой температуры Го, оказывается выше свободной энергии пересыщенного твердого раствора углерода в а-железе (мартенсита), имеющего состав, одинаковый с составом исходного аустенита, и отличающегося от него типом кристаллической решетки. [c.212] Мартенсит — метастабильная фаза она отсутствует на диаграмме состояния Ре—С (рис. 85), так как в равновесных условиях, когда система обладает абсолютным минимумом свободной энергии, структура сталей ниже точки Лх (727°С) состоит из смеси двух стабильных фаз — феррита и цементита. Мартенсит при любых температурах обладает большей свободной энергией, чем эта смесь, но ниже температуры Го он отличается меньшей свободной энергией, чем переохлажденный аустенит. Когда в условиях большого переохлаждения не может произойти диффузионный распад аустенита на феррито-карбидную смесь, приводящий систему к абсолютному минимуму свободной энергии, то аустенит бездиффузионным способом превращается в мартенсит, что приводит систему к относительному минимуму свободной энергии. У аустенита гранецентри-рованная кубическая решетка у-железа, а у мартенсита — тетрагональная, близкая к объемноцентрированной кубической решетке а-железа. Ниже точки Лх решетка у-железа стабильно существовать не может. При больших переохлаждениях в условиях малой подвижности атомов полиморфное у— а-превращение происходит, но углерод не успевает выделиться из раствора в виде карбидной фазы. [c.213] В системе с эвтектоидным преврашением на диаграмму состояния можно нанести линию температур равенства свободных энергий двух модификаций твердого раствора, используя метод геометрической термодинамики так, как это сделано на рис. 119. Для системы Ре—С положение этой линии было вычислено также расчетным путем. Линия То на рис. 120 указывает тем1пе ратуры метастабильного равновесия переохлажденного аустенита и мартенсита, имеющих одинаковую концентрацию углерода. Каждая точка на линии То отвечает для стали данного состава пересечению температурных кривых свободной энергии аустенита и мартенсита (рис. 121). Из-за того, что химический состав двух твердых растворов одинаков, двухкомпонентная система Ре—С ведет себя как однокомпонентная (сравните рис. 121 и 69). [c.214] Результирующее уменьшение свободной энергии системы АР= = —А/ об+А пов+А/ упр. Для начала мартенситного превращения необходимо настолько переохладить аустенит ниже температуры метастабильного равновесия его с мартенситом, чтобы термодинамический стимул превращения (АРоб) достиг необходимой величины. Поэтому температура начала мартенситного превращения (мартенситная точка Мн) всегда находится ниже температуры То (см. рис. 120 и 121). В системе Ре—С разность свободных энергий аустенита и мартенсита АРоб, которую необходимо достигнуть, чтобы началось мартенситное превращение, составляет 300—350 кал/моль, а соответствующая разность температур То—Мн 200-Н 250°С (см. рис. 120). [c.214] Температура Мн может служить характеристикой сплава определенного состава (при данном режиме предварительной обработки). Горизонталь при температуре Мн на рис. 117 указывает, что мартенситное превращение в данной сталп начинается при одной и той же температуре независимо от скорости охлаждения. [c.214] Недавние исследования показали, что по достижении очень больших скоростей охлаждения температура Мн все же изменяется, но не снижается, как это происходит с температурой нормального превращения при ускорении охлаждения, а возрастает (рис. 122). Так, в стали с 0,5% С при скорости охлаждения менее 6600 град/с температура Мн практически постоянна и равна 370°С. С увеличением скорости охлаждения от 6600 до 16500 град/с точка Мн поднимается с 370 до 460°С и далее с ускорением охлаждения не меняется. Этому можно дать следующее объяснение. [c.215] При скоростях охлаждения в сотни и тысячи градусов в секунду аустенит находится в переохлажденном состоянии выше точки Мн в течение времени порядка десятых долей секунды — секунд. За это время быстрая сегрегация очень подвижных атомов углерода успевает образовать равновесную концентрацию его на дефектах решетки аустенита, создавая тем самым его максимальное упрочнение. В таком аустените мартенситное превращение предельно затруднено, температура Мн минимальна и не зависит от скорости охлаждения в некотором диапазоне скоростей, в том числе и при обычных скоростях закалки (см. левый горизонтальный участок кривых на рис. 122). Начиная с некоторой скорости охлаждения. [c.215] С повышением содержания углерода в стали точка Мп сильно снижается в сталях, содержащих менее 1 % С, она находится выше 200°С, а при содержании углерода около 2% близка к комнатной температуре (см. рис. 118). [c.216] Вернуться к основной статье