Перераспределение - никель
Cтраница 1
Перераспределение никеля между мартенситом и остаточным аус-тенитом, проходящее ниже Ан, должно приводить к появлению по краям мартенситных кристаллов обедненного никелем граничного - слоя, более стабильного по отношению к а - у превращению, чем остальной мартенсит. Образование при медленном нагреве подобного малоникелевого буферного слоя исключает контакт вновь образующейся у - фазы с остаточным аустенитом. Гипотетическое пред - ставление о буферном слое может объяснить тот факт, что мартен-ситное превращение при медленном нагреве осуществляется не механизмом восстановления - исходной ориентации у-фазы на остаточном аустените, как на подкладке, а развивается путем размножения ориен тировок, разрешенных мартенситным ориенташгонным соотношением. [1]
Таким образом, перераспределение никеля и кобальта в указанных случаях не является обязательным при перлитном превращении. [2]
Следует отметить, что для объяснения эффекта выделения тепла в Н32 ( вследствие перераспределения никеля) на второй стадии а - у превращения Кесслеру и Питчу [122] не было необходимости предполагать существование объемной диффузии никеля при 400 С на расстояние до 2 мкм от межфазной поверхности. Проводя калориметрический анализ, авторы [ 122 ] не учитывали особую структурную форму у-фазы ( в виде чрезвычайно тонких реек) и большое количество границ а / у - Последнее позволяет объяснить столь большой массоперенос никеля диффузией на расстояние нескольких ангстрем, а не микрон. Эта же диффузия может затруднить разрас тание дисперсных у-кристаллов. В деформированном материале пластинки у-фазы еще более дисперсны и полностью проницаемы для никеля - обогащаются им в процессе роста. Здесь становится невозможным разделить процессы бездиффузионного превращения a у и последующего диффузионного насыщения у-фазы никелем. Однако дилатометрические аномалии в деформированном сплаве свидетельствуют о существовании сдвиговых процессов при образовании дисперсных у-пластин. [3]
 |
Светлопольное ( а и темнопольное в рефлексе ( 200, ( б изображения пластинчатого аустенита стали Х16Н8МЗ. [4] |
По-видимому, в исследованных сталях не удается ограничить каждую пластину мартенсита малоникелевым буферным слоем ( за счет перераспределения никеля между - фазой и остаточным аустенитом) вследствие того, что остаточный аустенит содержится в небольшом количестве и не располагается сплошным слоем вокруг а-пластин. Все это должно способствовать конкурентному росту приграничной у-фазы. [5]
Таким образом, наблюдаемая гамма концентраций аустенита при а - у превращении в условиях медленного нагрева Fe-Ni сплава объясняется перераспределением никеля в ( а у) области на развитой межфазной поверхности дисперсная у-фаза - остаточный а-мартенсит и сохранением полученной концентрационной неоднородности сплава при завершении и - у превращения в процессе образования глобулярного аустенита, проходящего в данных условиях нагрева подобно массивному превращению. [6]
С количество остаточного мартенсита убывает от 15 % практически до нуля. Вследствие перераспределения никеля в процессе изотермического а - у превращения аустенит сплава Н26ХТ1 является ферромагнитным при комнатной температуре. Наблюдаемое повышенное упрочнение сплава Н26ХТ1 со структурой тонкопластинчатой у-фазы, по всей видимости, определяется совместным влиянием диспергизации у-матрицы и старения. [7]
Образование дисперсной фазы на первой стадии я-у превращения при медленном нагреве отвечает появлению как высоконикелевого аустенита, содержащего до 50 % N1, так и аустенита исходной концентрации. Наблюдаемое явление, видимо, связано с наложением на сдвиговый процесс а-у превращения диффузионного процесса перераспределения никеля между остаточным мартенситом и вновь образующимися у-кристаллами, который проходит в условиях медленного нагрева на межфазных границах и становится заметным из-за большой суммарной площади границ дисперсных у-пластин. [8]
 |
Изменение индукции насыщения при нагреве и охлаждении спла-ва Н26ХТ1. [9] |
С вызывает бездиффузионное а - у превращение половины всего мартенсита без заметного перераспределения Ni между а - и у-фазами, температура Кюри аустенита не повышается. Дополнительная выдержка в течение 8 мин при 560 приводит к изотермическому образованию еще 20 % у-фазы, сопровождающемуся интенсивным перераспределением никеля, повышающим точку Кюри аустенита в районе 200, что, согласно диаграмме магнитного состояния Fe-Ni сплавов [195] соответствует содержанию в аусте-ните около 34 % Ni. Ферромагнитный аустенит не исчезает при дальнейшем развитии изотермического фазового превращения вплоть до полного исчезновения мартенсита. [10]
Аллен и Ирли [12], исследуя кинетику образования аустенита в сплавах железа с 9 5 - 18 % Ni при быстром нагреве в интервале Ан-Ак, нашли два типа а - у превращения - быстрое и медленное. Быстрое превращение, идущее непосредственно при нагреве, авторы считали мартенситным, а медленное изотермическое - диффузионным, сопровождающимся развитием перераспределения никеля между а - и у-фазами. [11]
Наиболее эффективное упрочнение аустенита в результате фазового наклепа достигается в случае быстрого нагрева при обратном а - у превращении и кратковременной выдержки при температуре А, Допустимое уменьшение скорости нагрева лимитируется развитием диффузионных процессов перераспределения никеля в двухфазной ( а у) области, следствием чего является повышение температуры конца а - у превращения и снижение фазового наклепа. Присутствие а-фазы в фаэонаклепанном аустените недопустимо согласно требованиям, предъявляемым к высокопрочным немагнитным материалам. [12]
Дисперсные у-пластины образуются в исследованных сплавах только при медленном нагреве или в изотермических условиях. При быстром нагреве рост у-фазы ( существенно больших размеров) идет от границ с остаточным аустенитом и в областях внутреннего двой-никования, приводя к резкому ограничению у-ориентировок [ 31, 73, [90], Вероятно, медленный нагрев до Ац снимает запасенные внутренние напряжения, а также создает малоникелевый буферный слой [90] на границах мартенситных кристаллов за счет перераспределения никеля между мартенситом и остаточным аустенитом, препятствуя зарождению у-фазы на остаточном аустените, как на подкладке. При этом появление первых порций аустенита затруднено, А повышается ( в сплаве Н32 - с 300 до 360 С при уменьшении скорости нагрева от 600 до 20 град / ч) и наблюдается существенный перенагрев мартенсита над TQ § В этих условиях размер критического зародыша у-фазы должен уменьшиться, что, вероятно, и является причиной образования большого количества дисперсных у-кристаллов. [13]
Для исследования были взяты гомогенизированные железоникеле вые сплавы Н28, ИЗО и Н32, выплавленные в вакуумной индукционной печи из чистых материалов. Определим стабильность аустенита в различном структурном состоянии. Образование у-фазы с полосчатой субзеренной структурой при ускоренном нагреве в процессе обратного мартенситного превращения не приводит к заметной диспер-гизадаи сплавов и перераспределению никеля. [14]
Уменьшение скорости нагрева при а - у превращении должно затруднять сдвиговые процессы перестройки решеток и способствовать развитию диффузионных процессов перераспределения легирующих элементов. Исследование этих процессов проводится методами авторадиографии, калориметрии, магнитометрии и ЯГР. Наиболее простым для исследования изменений состава в сплавах Ре с 25 - 32 % N1 является магнитометрический метод, основанный на определении температуры Кюри у - и а-фаз, зависящей от содержания никеля, Впервые этот метод был успешно применен авторами работы 1167 ] для построений диаграммы Fe-Ni. Затем в работах [168, 194] было исследовано перераспределение никеля между а - и у-фазами в деформированных сплавах на железоникелевой основе. Авторы tlG8, 1941 показали, что деформация интенсифицирует процессы диффузионного перераспределения никеля в соответствии с диаграммой равновесия при а - у превращении, хотя само превращение сохраняет черты мартенситного перехода. [15]
Страницы: 1