Особенности фазовых превращений железа, титана и их сплавов с позиций общей термодинамической теории и представлений о несовершенствах кристаллического строения твердых металлов

из "Металловедение сварки стали и сплавов титана "

Коттреллом [6] и развитых другими авторами [4, 13—17]. В сравнении с кристаииизацией жидкости основными особенностями фазового превращения в анизотропной твердой среде являются 1) определенная связь между кристаллографическими ориентировками исходной фазы и зародышей новой фазы 2) возникновение внутренних напряжений и деформаций при образовании и росте зародышей новой фазы 3) значительно меньшая диффузионная подвижность атомов 4) наличие несовершенств в строении реальных кристаллов и поликристаллов (в виде точечных и линейных дефектов, границ блоков, двойников, плоскостей сдвига и границ зерен), а также наличие химической неоднородности (в сплавах). [c.13]
Из термодинамики известно, что условием равновесия фаз в одно-компопентной системе является равенство их свободных энергий что может иметь место только при определенной температуре Гд. При охлаждении ниже фаза 1 перейдет в фазу 2, а при нагреве выше 2, наоборот, фаза 2 — в фазу 1, поскольку в каждом из этих случаев система будет стремиться уменьшить свободную энергию. [c.13]
Приведенное уравнение выражает обш ую свободную энергию фазового превраш ения. [c.14]
НОВОЙ фазы в условиях равновесия принципиально возможно уже при Гд. Но из-за отсутствия движущей силы превращения, которой является отрицательная величина разности / .Ру, эти частицы оказываются неспособными к росту и исчезают (растворяются). Поэтому при Т возможность протекания превращения исключена. При переохлаждении исходной фазы 1 ниже первый член уравнения становится отрицательным. Для образования зародыша повышение свободной энергии требуется только на начальной стадии роста зародыша, так как при достижении некоторого (критического) его размера затрата энергии на образование межфазной поверхности и упругую и пластическую деформации полностью компенсируется за счет перехода части атомов исходной фазы 1 в новую фазу 2, имеющую меньший уровень свободной энергии. Дальнейший рост новой фазы сопровождается уже снижением свободной энергии системы. [c.14]
При переохлаждении исходной у-фазы ниже для образования зародыша а-фазы флуктуации состава становятся необязательными, так как ее свободная энергия ниже, чем у у-фазы. При достаточно больших степенях переохлаждения ниже и последуюш ей изотермической выдержке или в условиях непрерывного охлаждения с достаточно высокими скоростями становится возможным не только диффузионное, но и бездиффу-зионное превращение. Вероятность последнего возрастает по мере снижения скорости протекания диффузионных процессов с понижением температуры. [c.15]
При резком переохлаждении а-фазы до температур ниже нижней границы двухфазной области в сплавах с неограниченной растворимостью (см. рис. 1, I) или ее продолжения (ниже эвтектоидиой температуры Т ) в сплавах с эвтектоидным превращением (см. рис. 1, II) превращение может идти только бездиффузионным путем. Диффузионное превращение в этом случае невозможно, так как обе фазы должны были бы иметь концентрации растворенного элемента более высокие, чем средняя концентрация его в сплаве. [c.15]
В реальных металлах и сплавах образование зародышей облегчается благодаря наличию примесей и различного вида несовершенств в кристаллической структуре, а также напряжений. Одновременно возрастают скорость превращения и неравномерность его протекания в различных участках. В поликристаллах преимущественными местами образования зародышей новой фазы могут служить границы зерен, свободные поверхности, инородные включения, плоскости сдвига, двойники, границы субзерен и блоков, а также отдельные дислокации. [c.15]
По мере увеличения степени переохлаждения (в область достаточно низких температур) время, требуемое для перемещения атомов к возможным местам образования некогерентных зародышей, становится настолько большим, что не только рост, но и возникновение таких зародышей становится невозможным. Однако благодаря значительной отрицательной величине АРу в этих условиях в металлах получают развитие другие процессы, при которых удается избежать значительных затрат энергии на создание поверхностей раздела при образовании зародышей. Эти затраты резко снижаются, если оказывается возможным установление когерентного или полукогерентного соответствия кристаллических решеток зародыша новой фазы и матрицы исходной фазы на границе раздела. Возникающие зародыши новой фазы ориентируются относительно кристаллической решетки исходной фазы так, что в сопряжении оказываются кристаллографические плоскости фаз, строение и размеры которых наиболее близки друг к другу. При когерентном образовании и росте зародыша взаимная ориентировка кристаллических решеток фаз характеризуется наличием определенных взаимнопараллельных плоскостей и направлений. Например, при превращении y-Fea-Fe плоскость (И1) решетки уРе паралле.чьна плоскости (110) решетки a-Fe, а направление [110] решетки yFe параллельно направлению [111] решетки a-Fe. При превращении P-Ti - a-Ti параллельными плоскостями являются (110) решетки P-Ti и (0001) решетки a-Ti, а направлениями — [111] решетки p-Ti и [1120] решетки a-Ti. [c.16]
Поскольку решетки новой и старой фаз всегда отличаются по своим параметрам и типу, общим условием когерентности является либо наличие у зародыша метастабильной решетки, либо деформирование равновесной решетки. Чем меньше кристаллографическое соответствие фаз, тем меньше скорость образования зародышей. При значительной разнице в кристаллическом строении фаз энергетический барьер, обусловленный необходимостью создания межфазной границы, резко возрастает и образование зародышей настолько затрудняется, что переход старой фазы в новую становится возможным только через ряд промежуточных мета-стабильных фаз, каждая из которых ближе по своей структуре к исходной. При этом обеспечивается наибольшая скорость превращения, хотя снижение свободной энергии системы может быть и не максимальным, как это имело бы место, если бы был возможен прямой переход исходной фазы в новую стабильную (правило ступеней). Типичными примерами таких метастабильных фаз являются мартенсит в стали, а -, а - и ш-фазы в сплавах титана, которые также образуются по мартенситной кинетике. Однако метастабильные фазы, возникающие в соответствии с правилом ступеней, могут образовываться и диффузионным путем, например цементит в легированных сталях при эвтектоидном превращении. [c.16]
Примером может служить эвтектоидное превращение в стали. Кристаллическая решетка пластинок цементита находится в хорошем соответствии с решеткой аустенита. Образование цементита сопровождается ничтожным тепловым эффектом. Характерно, что в легированной стали образование стабильного легированного карбида, решетка которого не обладает размерным соответствием решетке аустенита, происходит лишь в процессе последующей длительной выдержки путем перераспределения легирующих элементов и железа между ферритом и цементитом. Таким образом, правило ступеней является общим как для диффузионных, так и для бездиффузионных превращений. [c.17]
Для образования когерентных зародышей наиболее выгодными местами являются участки кристаллической решетки исходной фазы, в которых при выделении затрачивается наименьшая энергия деформации (Л . ). Ими служат места расположения дислокаций, являющихся центрами внутренних искажений (напряжений). Однако пе всякие дислокации и их группы могут служить преимущественными местами образования зародышей. В первую очередь они возникают в кристаллографических плоскостях наилучшего сопряжения решеток фаз, т. е. в местах, в которых расход энергии на деформацию минимален, а на создание поверхности — ничтожен. Как показывают многочисленные исследования кристалло-геометрии и структурных особенностей мартенситных превращений, наиболее благоприятными местами образования когерентных зародышей являются плоскости скольжения, двойники, границы блоков, субзерен и зерен с малыми углами разориентировки (последние представляют собой ряды отдельных дислокаций или их скоплений, между которыми имеются области 1еискаженной решеткрт). Ширина таких границ мала (порядка 10—30 А). Образование когерентных зародышей на границах зерен с большими углами, несмотря на более высокий уровень свободной энергии в них, происходит реже из-за высокой степени искажений (плотности дислокаций), препятствующей легкому установлению когерентности мея ду решетками зародыша и исходной фазы. Границы с большим углом значительно шире, а плотность дислокаций настолько велика, что их индивидуальные свойства и особенности теряются. В отличие от границ с малым углом границы с большим углом представляют собой непрерывную область неупорядоченного строения атомов. [c.17]
На вопрос, всегда ли имеют место пластические сдвиги при образовании зародышей мартенсита в титане и его сплавах, пока еще ответить трудно из-за малой изученности превращения. По-видимому, в зависимости от типа легирования необходимые смещения атомов могут быть как больше, так и меньше допустимой упругой деформации решетки. Об этом свидетельствует тот факт, что в сплавах Ti—Мп мартенситное превращение, вызываемое приложенными извне напряжениями, имеет частично упругий характер [3, 24]. Снятие напряжений приводит к исчезновению части объема, занятого мартенситом. Это объясняется относительно высоким модулем упругости сплавов. С другой стороны, результаты определения габитусных плоскостей мартенситных кристаллов в титане по методу Боуэлса—Маккензи, предполагающему наличие пластических сдвигов при зарождении путем чередующегося двойникования, совпадают с новейшими экспериментальными данными [25, 15]. [c.18]
Один из вероятных механизмов образования мартенситного зародыша в аустените, предложенный А. С. Франком [26—28, 6] с позиций теории дислокаций, предусматривает две следующие одна за другой деформации решетки исходной фазы. Первая представляет собой однородный сдвиг в плоскости габитуса (111), который в первом приближении можно рассматривать как следствие движения линейной дислокации (длина последней может достигать 10 —10 параметров кристаллической решетки). Благодаря этому первичному сдвигу образуется превращенная поверхность раздела значительной ширины и длины. Вторую неоднородную деформацию он рассматривает как результат движения рядов винтовых дислокаций по превращенной поверхности раздела, которые расположены в одной из шести пар плоскостей (011). Каждый дислокационный блок скольжения этих шести плоскостей смещает соседний на одно межатомное расстояние. В пределах каждого блока сдвиг плоскостей происходит на одну шестую часть расстояния и является однородным, а общий вектор Бюргерса этого вторичного сдвига в пределах блока равен нулю. [c.18]
Подобный механизм обеспечивает не только возникновение плоского мартенситного зародыша, но и его рост. По имеющимся опытным данным, краевой рост зародыша (в плоскости габитуса) происходит со скоростью распространения пластической деформации (около 5 кмкек для стали [29]), а боковой рост (перпендикулярно плоскости габитуса) — со значительно меньшими скоростями (около 0,1 км сек [30]), так как он происходит путем послойного вовлечения решетки исходной фазы. [c.18]
Полиморфное превращение в чистом титане, по мнению ряда исследователей, не может быть объяснено на основе теории Франка. Имеющиеся данные больше подтверждают механизм, установленный Бюргерсом для циркония (однородное расширение в двух направлениях и сжатие в третьем) [31, 24, 3]. [c.18]
Если учесть, что энергия сдвига в различных участках реальных поликристаллов может изменяться в весьма значительных пределах в зависимости от степени дефектности кристаллической структуры в различных участках зерен, то становится ясным, почему мартенситиые зародыши возникают на границах зерен, плоскостях скольжения и двойниках, т. е. участках, имеющих пониженное сопротивление сдвигу. Однако, в отличие от некогерентных выделений, при образовании мартенситных зародышей как зародышей когерентных преимущество остается за двойниками (особенно когерентными), плоскостями скольжения, границами блоков, субзерен и зерен с малыми углами разориентировки. [c.19]
При рассмотрении полиморфных превращений в чистых металлах и сплавах, протекающих по мартенситной кинетике , в настоящее время исходят из того, что в отличие от диффузионных мартенеитные превращения с момента образования зародыша развиваются когерентно по отношению к решетке исходной фазы [4, 8, 9]. Рост отдельных мартенситных кристаллов прекращается либо вследствие нарушения упругой связи между решетками и их когерентности на поверхности раздела фаз за счет пластической деформации, которая может наступить, если происходят значительные объемные изменения (например, в олове и оловянистой бронзе), либо вследствие установления упругого равновесия, возникающего в тех случаях, когда разность свободных энергий фаз мала (например, в алюминиевой бронзе и латуни) [1, 4, 5, 10, 23]. [c.19]
В связи с существенным влиянием пластической деформации как фактора, приводящего к нарушению когерентности решеток на границе раздела фаз, при анализе кинетики полиморфных превращений в чистых металлах и сплавах необходимо учитывать положение температурного порога рекристаллизации относительно температурного интервала превращения. [c.19]
Если температура превращения сравнительно низка и располагается ниже температурного порога рекристаллизации, то полиморфное превращение протекает за счет когерентного роста, т. е. по мартенситной кинетике. В изотермических условиях после нарушения когерентности за счет пластической деформации превращение приостанавливается, так как рост уже имеющихся кристаллов новой фазы диффузионным путем исключен, а для образования новых мартенситных зародышей требуется дальнейшее понижение температуры. Однако и в условиях непрерывного охлаждения мартенситное превращение во многих сплавах ие доходит до конца Даже обработка холодом не всегда приводит к полному превращению остаточного аустенита в мартенсит. Это обусловлено механической и термической стабилизациями исходной фазы. [c.19]

Вернуться к основной статье

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...