Cтраница 3
Согласно представленной схеме превращения аустенит, появившийся на границе двух различно ориентированных мартенситных пластин, должен расти в одном а-кристалле. Экспериментальное выявление местонахождения тонких приграничных у-пластин встречает затруднения. Однако на примере более крупных у-кристаллов ( отмечены стрелками на рис. 3.21) можно показать, что они не развиваются в обе стороны от границы а / а а растут в направлении одной из мартенситных пластин. [31]
В твердом состоянии железо известно в нескольких аллотропич. От низких темп-р вплоть до 906 железо существует в форме а-кристаллов, имеющих решетку центрированного куба. При 906 а-кристаллы превращаются в у-кристаллы с решеткой куба с центрированными гранями. Кристаллы у устойчивы при нагревании до 1 401, а при переходе за эту темп-ру превращаются обратно в кристаллы с решеткой центрированного куба, обычно называемые здесь й-кристалла-ми. Кристаллы д по существу ничем не отличаются от кристаллов а, и новое название их оправдывается только желанием отличить кристаллы, образующиеся выше области устойчивости кристаллов у, от кристаллов с той жр решеткой, но образующихся ниже облаете устойчивости у-формы. [32]
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. [33]
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. [34]
В сплавах Fe-Ni не удается реализовать полностью структуру дисперсного у-мартенсита из-за конкурирующего роста глобулярного аустенита в конце интервала а - у. Однако дополнительное легирование Fe-Ni сплавов 1 5 % Ti позволяет получать при изотермическом сдвиговом а - у превращении тонкодисперсную у-фазу, задержав конкурирующее развитие аустенитных глобупей. В сплаве Н26ХТ1 2-часовая выдержка при 560 С приводит к полной аусте-низации. При этом структура ( см. рис. 3.8) представляет собой набор дисперсных у-кристаллов в пределах бывших пластин мартенсита. [35]
Рекристаллизация в процессе нагрева со скоростью 150град / мин становится отчетливо заметной при температурах выше 850 С. Пластинчатые кристаллы невосстановленного аустенита сохраняются до 900 С. В процессе дальнейшего повышения температуры они поглощаются растущими рекристаллизованными зернами. На месте бывших мартенситных кристаллов остаются темнотравящиеся следы, что, вероятно, связано с декорированием границ невосстановленных у-кристаллов фазой старения. [36]
Нагрев образцов с такой структурой при средней скорости 150 град / мин приводит к развитию рекристаллизации, начиная от 800 С. На рис. 4.4 представлена цепочка мелких рекристаллизо-ванных зерен аустенита, расположенных на месте у-мартенсита, в свою очередь находившегося в пределах исходных кристаллов а-фазы. Многие зерна имеют тенденцию вытягиваться вдоль бывших а-мартенситных пластин, что связано с их преимущественным ростом в сторону более дефектной структуры. При 900 С и на месте остаточного аустенита, получившего наклеп в процессе мартенситного у - а превращения, обнаруживаются первые рекристаллизован-ные у-кристаллы. [37]
В конце эвтектической кристаллизации она оказывается внутри треугольника ЪЕс, лежащего в эвтектической плоскости. Трехфазная кристаллизация переходит в четырехфазпую ж 8 у, протекающую при неизменной температуре до полного затвердевания жидкости. Составы всех четырех фаз ж, а, р и у остаются при этом также неизменными. Они представлены нонвариантными точками Е, a, b и с. Этот момент соответствует точке р3 на вертикальном разрезе. Затвердевание сплава заканчивается образованием трехфазной смеси а -, 6 - и у-кристаллов. [38]
Это исчезновение ферромагнитизма давало прежде повод считать, что выше и ниже 768 железо находится в двух разных формах. При этом значки 0 и 1 относятся к превращениям, отсутствующим в чистом железе и наблюдаемым только в сплавах железа с углеродом, значок 2 относится к магнитному превращению а в / 3, а значки 3 и 4 - к превращениям авуиувй. А, указывают, имелось ли в виду превращение при нагревании или при охлаждении. Итак, обозначение Acs соответствует превращению а-кристаллов в у-кристаллы при нагревании. Обозначение ATt указывает на превращение й-кристаллов в у-кристаллы при охлаждении и так далее. [39]
Это исчезновение ферромагнитизма давало прежде повод считать, что выше и ниже 768 железо находится в двух разных формах. При этом значки 0 и 1 относятся к превращениям, отсутствующим в чистом железе и наблюдаемым только в сплавах железа с углеродом, значок 2 относится к магнитному превращению а в / 3, а значки 3 и 4 - к превращениям авуиувй. А, указывают, имелось ли в виду превращение при нагревании или при охлаждении. Итак, обозначение Acs соответствует превращению а-кристаллов в у-кристаллы при нагревании. Обозначение ATt указывает на превращение й-кристаллов в у-кристаллы при охлаждении и так далее. [40]
Непосредственно после затвердевания, в точке та на рис. 268, б сплав т, как было указано, представляет однородный 8-твердый раствор. По мере понижения температуры фигуративная точка сплава будет непрерывно приближаться к точке т3 ( рис. 268 6), лежащей на поверхности Ъ ЪЬ Ь ( рис. 272) растворимости о в В-твердом растворе. В точке Wp В-твердый раствор становится насыщенным у-твердым раствором. Двухфазный распад В а переходит в этой точке в трехфазный распад ( З а у. В конце двухфазного распада состояние сплава m характеризуется коно-дой mgma, лежащей на поверхности В - Ьаа0Ь0Ь ( рис. 272) трехфазного объема ос В - - у. Точка т4 на вертикальном разрезе является пересечением этой коноды с плоскостью разреза. Первоначальный состав у-кристаллов определяется, следовательно, вершиной гщ конодного треугольника. [41]