Что такое аустенит в материаловедении: Аустенит – высокотемпературная гранецентрированная модификация железа

alexxlab | 29.07.1986 | 0 | Разное

Содержание

Аустенит – высокотемпературная гранецентрированная модификация железа

Человечество, с момента начала обработки и использования железной руды пыталось улучшить свойства получаемого металла. Прочность, гибкость, сопротивляемость слишком низким и чересчур высоким температурам – самые желаемые параметры, для сталеваров тех эпох. Но пока не было разработано легирование металла существовало слишком мало способов получить качественные сплавы.

Суть любой модификации вносимого посредством такого способа – изменение кристаллической решетки железа, для получения необходимых свойств. Выполняется путем добавления в изначальный расплав или шихту руды примесей, которые тем или иным способом замещают частицы в атомарной структуре Fe, придавая ей при определенных тепловых режимах различные формы. Кроме того, добавки позволяют также стабилизировать полученный результат, для сохранения его при более низких температурах. Ведь при изменении уровня нагрева железа – вид решетки опять меняется, принимая другие формы без закрепления желаемых свойств.

Одна из фаз структуры, возникающих при температуре выше 733°С (для легированных смесей) или при 910—1401 °C для чистого расплава железной руды для углеродных сталей – аустенит, названная так по части фамилии открывшему ее ученого – Уильяма Чандлера Робертс-Остина (англ. William Chandler Roberts-Austen, 1843-1902). Кристалл железа получаемый в этих пределах нагрева имеет кубическую форму, в которой все атомы структурного состояния вещества располагаются на равных расстояниях друг от друга, образовывая сам аустенит. Так как при снижении температуры стали кристаллические решетки аустенита разрушаются, изменяясь, – в состав вводятся добавки металлов никеля, хрома, углерода, молибдена, марганца, азота атомы которых частично замещают изначальные элементы железа, не допуская распада. Частицы этих металлов имеет меньший размер относительно Fe, и вытесняя его, но сохраняя силу притяжения между элементами системы, они не дают при изменении температурных условий ввести в кристалл новые атомы железа, которые разрушат его.

Такая форма кристаллов Y-Fe придает новые, очень необходимые технике свойства сплавов, что обеспечивает их использование от строительства корпусов транспортных средств и до электроники:

  • частично или полностью сталь утрачивает способность к магнитному воздействию;
  • повышается сопротивление температуре плавления и изменения свойств металла при нагреве;
  • железо менее подвержено взаимодействию с кислородом – окислением, причем вне зависимости от изначальной среды, в которой оно происходит — влага, воздух или чистый газ;
  • меньшее влияние на результирующий состав оказывают агрессивные вещества – кислоты и щелочи;
  • структура металла меньше меняется от агрессивного падения температуры, сохраняя плотность взаимодействия между кристаллами вещества.

В зависимости от состава, само часто используются марки стали аустенит-фазы:

  1. 03Х21Н21М4ГБ, 08Х17Н15М3Т, 08X17Н13M2T, 03X16h25M3, 10Х17Н13М3Т – хром+никель+молибден.
  2. 02Х8Н22С6, 15Х18Н12C4Т10 – с высоким содержанием кремния.
  3. 08Х18Н12Б, 03Х18Н11, 08X18h20T, 06X18Н11, 12X18h20T, 08X18h20 – хром + никель.
  4. 07Х21Г7AН5, 10X14AГ15, 10X14Г14h5T – хром+марганец и хром+марганец+никель.

К сожалению, выловить именно металлы, содержащие большее количество элементов аустенитовой части физики процесса довольно сложно, все дело в неоднородности остывания и нагрева металлических изделий. Собственно, когда он происходит – получается, как бы несколько слоев разных форм кристаллов, в зависимости от времени воздействия температуры на ту или иную фазу и какое количество дополнительных атомов присутствовало при этом. В любом материаловедении указывается, что кроме аустенита есть формы решетки характерные для различных фазовых состояний:

  1. Феррит – отвердевшая смесь кристаллов, содержащих большое количество углерода и других атомов добавок, используемых в лигатурном процессе при получении аустенита. Собственно, это и есть сплав железа, без изменения его свойств. Он подвержен магнетизму, относительно мягок, взаимодействует с активными веществами во всех средах, где находится.
  2. Цементит – очень твердая, подобная стеклу структура. Разрушается при определенном воздействии на него. Кристаллы его обладают орторомбической формой, формируясь в процессе расплава между элементами фаз феррита и аустенита.
  3. Мартенсит – кристаллические элементы, пересыщенные углеродом, которые возникают в основном при закалке аустенита.

Единственные способы определения количественного наличия остаточного аустенита в готовом металле, от которого зависит его маркировка и последующее использование – рентгеноструктурный анализ, электронная сквозная микроскопия, испытания проникающими красителями и вихревыми токами.

Что такое аустенит в материаловедении

Аустенит — Фазы железоуглеродистых сплавов Феррит (твердый раствор внедрения C в α … Википедия

АУСТЕНИТ — (от имени английского металлурга У. Робертса Остена W. Roberts Аusten; 1843 1902), структурная составляющая железоуглеродистых сплавов твердый раствор углерода (до 2%), а также легирующих элементов в ? железе. В углеродистых сталях и чугунах… … Большой Энциклопедический словарь

аустенит — Тв. р р на базе Fey с ГЦК решеткой. А. — одна из основных фаз в сталях и чугунах. В большинстве сталей и чугунов а. как термодинамически стабильная фаза существует только при повыш. темп рах (см. Диаграмма состояния Fe C). В высоколегир.… … Справочник технического переводчика

АУСТЕНИТ — одна из структурных составляющих железоуглеродистых сплавов, твёрдый раствор углерода (до 2%) и легирующих элементов в модификации гамма железа. А. немагнитен, отличается умеренной твёрдостью, пониженной упругостью, значительной прочностью и… … Большая политехническая энциклопедия

аустенит — (от имени английского металлурга У. Робертса Остена, W. Roberts Austen; 1843 1902), структурная составляющая железоуглеродистых сплавов твердый раствор углерода (до 2%), а также легирующих элементов в γ железе. В углеродистых сталях и чугунах… … Энциклопедический словарь

АУСТЕНИТ — твердый раствор углерода и легирующих элементов в γ железе γ Fe (C). Содержание углерода менее 2,0 %. Кристаллическая решетка аустенита аналогична γ Fe. Твердость HB: 170 220. Период решетки аустенита изменяется в зависимости от … Металлургический словарь

Аустенит — [austenite] твёрдый раствор на базе Feγ с ГЦК решеткой. Аустенит одна из основных фаз в сталях и чугунах. В большинстве сталей и чугунов аустенит как термодинамически стабильная фаза существует только при повышенных температурах (Смотри Диаграмма … Энциклопедический словарь по металлургии

аустенит — (по имени англ. металлурга робертса остена (roberts austen), 1843 1902) одна из структурных составляющих стали и чугуна, представляющая собой немагнитный твердый раствор углерода (до 2%) или углеродистого железа в гамма железе; обычно устойчив… … Словарь иностранных слов русского языка

аустенит — austenitas statusas T sritis chemija apibrėžtis Homogeninė plieno fazė, kurioje gali būti iki 2,14% anglies ir kuri išlieka >727 °C temperatūroje. atitikmenys: angl. austenite rus. аустенит … Chemijos terminų aiškinamasis žodynas

Аустенит — название (в честь Roberts Austen a), предложенное Осмондом для одной из микрографических составляющих (фаз) железоуглеродистых сплавов, наблюдаемой иногда при быстром охлаждении (ледяной водой) богатых углеродом сплавов (около 1,57 % С), нагретых … Энциклопедический словарь Ф.А. Брокгауза и И.А. Ефрона

2. Феррит (лат. ferrum — железо) , фазовая составляющая сплавов железа, представляющая собой твёрдый раствор углерода и легирующих элементов в α-железе (α-феррит) . Имеет объемноцентированную кубическую кристаллическую решётку. Является фазовой составляющей других структур, например, перлита, состоящего из феррита и цементита. При температурах выше 1401 °С в железоуглеродистых сплавах образуется твёрдый раствор углерода в δ-железе (δ-феррит) , который можно рассматривать как высокотемпературный феррит.

3. Аустенит (gamma,!-фаза) — высокотемпературная гранецентрированная модификация железа и его сплавов. В углеродистых сталях Аустенит — это твёрдый раствор внедрения, в котором атомы углерода входят внутрь элементарной ячейки gamma,!-железа. В сталях, содержащих другие металлы (кроме железа, легированные стали) , атомы металлов замещают атомы железа в кристаллической решетке и возникает твердый раствор замещения. В чистом железе существует в интервале температур 910—1401°C; в углеродистых сталях аустенит существует при температурах не ниже 723°C (1333°F).

Как известно, аустенит является твердым раствором углерода в  -железе и расположен на диаграмме состояния железо-углерод (рис.1,а) выше 727 0 С (температура перлитного превращения). Поэтому при комнатной температуре увидеть настоящий аустенит невозможно. Можно увидеть аустенит в высокотемпературном микроскопе при нагреве.

При комнатной температуре мы обычно можем увидеть аустенит в легированной стали. В этих сталях много легирующих элементов (кроме углерода), поэтому аустенит в них существует при комнатной температуре. Это, например, нержавеющая сталь (рис.1,б).

аб

Рисунок 1. Фрагмент диаграммы состояния железо-углерод (а) и структура аустенита (б) (съемка через зеленый фильтр.).

Можно наблюдать остаточный аустенит после закалки, если в стали содержится больше 0,6% углерода. Как он формируется? Известно, что мартенситное превращение при закалке происходит с увеличением объема, т.е. мартенсит занимает больший объем, чем исходный аустенит. Поэтому, чем дальше идет мартенситное превращение, тем больше сжимается тот аустенит, который еще не превратился в мартенсит. Известно, что аустенит стабилизируется пластической деформацией, т.е. чем больше его сжать, тем хуже он будет превращаться в мартенсит. В какой-то момент превращение вообще остановится, а аустенит останется в стали в «зажатом» виде. Это будут отдельные включения, расположенные случайно. На рис.2 аустенит виден в виде белых включений на фоне мартенсита.

Рисунок 2. Остаточный аустенит в стали после закалки.

Можно ли создать в обычной стали структуру с большим количеством остаточного аустенита? Вероятно, если сжать определенный участок металла при закалке «целенаправленно», то можно создать большую зону с остаточным аустенитом. Такое возможно в процессе плазменной резки, когда поток плазмы расплавляет металл в зоне реза (рис.3).

Рисунок 3. Процесс плазменной резки. (http://novator-grp.ru/rus/projects/Hypertherm/ ; Дата доступа – 25.04.2014)

В процессе резки поверхность реза нагревается. Можно представить себе, как распределится температура в зависимости от расстояния до линии реза (рис.4). Поверхность реза нагревается до температуры, достаточной для поверхностной закалки. Это зона 1. Зона 2 нагреется, очевидно, до температуры выше, чем 727 0 С. Охлаждаться она будет не так быстро, как зона 1. В этой зоне закалки не произойдет, но структура изменится Зона 3 останется без существенных изменений, так как нагреется до температуры ниже 727 0 С.

Рисунок 4. Схема расположения структурных зон при плазменной резке.

Действительно, на поверхности шлифа (после травления реактивом 4% азотной кислоты в этиловом спирте) выявляется слой изменившейся структуры (рис.5).

Рисунок 5. Структура стали вблизи линии плазменного реза.

На поверхности имеется зона (1) толщиной порядка 50-100 мкм. Это зона закалки со структурой мартенсита. После нее следует зона с двухфазной структурой (2). Толщина зоны составляет порядка 250 мкм. В данной зоне однозначно присутствует феррит (α-Fe), который является матрицей материала (был до обработки плазмой). И есть еще светлые, достаточно крупные, участки структуры с четкими границами. Итак, что может быть белым в структуре стали при травлении традиционным реактивом? Аустенит, феррит, цементит. Как их разделить? Можно измерить твердость.
В зоне 1 твердость колеблется в пределах 3000-3500 ГПа. Такую твердость имеет троостит или мартенсит отпуска. Микротвердость во второй зоне составляет 2254 ГПа, что соответствует ферриту. Известно, что твердость аустенита в 2-2,5 раза выше, чем феррита, твердость цементита превышает твердость феррита приблизительно в 10 раз. Поэтому светлой фазой может быть только аустенит.
Рентгеноструктурный анализ это подтвердил. Обнаружено Feγ — остаточный аустенит.
Главное! Поскольку процесс изменения структуры начался с поверхности, где шла закалка, формирующийся мартенсит сдавил зону 2 и не дал аустениту превратиться до конца. Превращение «застряло» в области GPS диаграммы состояния железо-углерод на этапе превращения аустенита в феррит.
На рис. 6 показана зона 2 при большом увеличении. Светлая фаза – аустенит, более темная – феррит.

Материаловедение — презентация на Slide-Share.ru 🎓

1

Первый слайд презентации: Материаловедение

Термическая обработка сплавов системы Fe – C

Изображение слайда

2

Слайд 2

Фазовые превращения в сплавах при нагреве и охлаждении Обычная термическая обработка состоит их трех основных этапов: нагрева, изотермической выдержки и охлаждения. В зависимости от температуры нагрева и скорости охлаждения различают следующие основные виды термической обработки: отжиг, закалку, отпуск или старение. Фазовый состав и свойства сплавов формируются при охлаждении, которое производится с заданной скоростью. Однако нагрев сплавов тоже производится с определенной скоростью до заданной температуры. Схемы (а, б) основных видов термической обработки эвтектоидной стали У8

Изображение слайда

3

Слайд 3

Процесс образования аустенита при нагреве При отжиге и закалке стальные детали нагреваются до аустенитного состояния. При нагреве доэвтектоидной стали аустенитные зародыши могут возникать: 1) на границе феррита с цементитом ; 2) внутри ферритного зерна.

Изображение слайда

4

Слайд 4

В зародыше аустенита устанавливается градиент концентрации углерода а b. Диффузия выравнивает концентрацию углерода в зерне аустенита. Однако система стремится восстановить равновесие на границах фаз, что приводит к распаду цементита и превращению феррита в аустенит. Таким образом, аустенитное зерно растет как в сторону феррита, так и в сторону цементита. В зернах аустенита будет неравномерное распределение углерода по сечению и только длительная изотермическая выдержка приводит к гомогенизации – выравниванию содержания углерода в зернах аустенита. Рассмотрим процесс образования аустенита в изотермических условиях при t 1 по варианту 1.

Изображение слайда

5

Слайд 5

По второму варианту концентрация углерода на границе феррита с цементитом соответствует точке с, а на границе с аустенитом – точке d. Выравнивающая диффузия в феррите приводит к тому, что на границе «феррит – цементит» распадается карбид, а на границе «феррит –аустенит» феррит превращается в аустенит. Скорость роста зерна аустенита контролируется диффузией углерода от границы «феррит –цементит» к границе «феррит – аустенит». Малейший перегрев стали выше точки А 1, (727°С) приводит к образованию аустенита при сдвиговой    -перестройке решетки.

Изображение слайда

6

Слайд 6

Кинетика изотермического образования аустенита характеризуется сигмаидальной кривой. Расчетные сигмаидальные кривые образования аустенита при всех температурах превращении (выше А 1 ) выходят из точки с нулевой выдержкой, т.е. отсутствует инкубационный период. Кинетические (сигмаидальные) кривые образования аустенита при различных температурах нагрева ( t 1 < t 2 )

Изображение слайда

7

Слайд 7

С повышением температуры и увеличением времени выдержки происходит рост зерна аустенита. Движущей силой собирательной рекристаллизации аустенита является стремление системы понизить поверхностную энергию путем уменьшения протяженности границ зерен, т.е. укрупнения зерен. Склонность стали к росту зерна при нагреве зависит от химического состава, металлургического качества и технологии производства. В связи с этим различают наследственно крупнозернистые и наследственно мелкозернистые стали. В наследственно мелкозернистой стали мелкое зерно аустенита сохраняется при нагреве до температуры порядка 950…1100 о С, в то время как в наследственно крупнозернистой стали зерно интенсивно растет при относительно небольших превышениях температуры. Наследственно мелкозернистую сталь получают на металлургических заводах путем введения в ковш перед разливкой примерно 0,05% А l, который, образуя частички нитридов и оксидов алюминия, тормозит рост зерен аустенита. При температуре 950…1100°С торможение роста прекращается в связи с коагуляцией нитридов и оксидов. Подобным образом действуют добавки в сталь сильных карбидообразователей: титана, циркония, ванадия и ниобия. Схема роста зерна аустенита при нагреве эвтектоидной стали: 1 – размер исходного зерна перлита; 2 – наследственно крупнозер-нистая сталь; 3 – наследствен-но мелкозернистая сталь

Изображение слайда

8

Слайд 8

Большое практическое значение имеет понятие действительное зерно аустенита, т.е. размер зерна при заданной температуре нагрева. Действительное зерно аустенита при определенных температурах нагрева может быть одинаковым для наследственно мелкозернистой и крупнозернистой стали. Размер действительного зерна аустенита во многом определяет структуру и свойства продуктов распада аустенита, существенно влияя на кинетику протекающих фазовых превращений. Существует несколько способов фиксации размера действительного аустенитного зерна при данной температуре, а затем определения его с помощью обычного металлографического микроскопа при увеличении в 100 раз. По ГОСТ установлены номера или баллы зерна от № 1 до №15. Зерно считается крупным, если № 1…5, и мелким, если № 6…15.

Изображение слайда

9

Слайд 9

Структура стали после термической обработки В эвтектоидной стали с 0,8%С имеется только одна критическая точка (727°С), ниже которой аустенит превращается в перлит. Перлит состоит из пластинок феррита и цементита. Толщины этих пластинок находятся в постоянном отношении – около 7,3:1. (Ф/Ц=SK/PS=5,89/0,8=7,3:1). Абсолютные значения толщины пластинки феррита или цементита зависят от температуры распада аустенита в изотермических условиях. Чем больше он переохлажден ниже 727°С, тем тоньше пластинки получающегося из него перлита. В эвтектоидной стали с 0,8%С среднее межпластиночное расстояние L очень резко уменьшается при увеличении степени переохлаждения  Т. Знание величины L практически очень важно, так как твердость и прочность стали связаны с величиной поверхности раздела феррита и цементита.

Изображение слайда

10

Слайд 10

Рост перлитного зерна (эвтектоидной колонии) в сталях происходит вдоль ( в ) и поперек (п) пластинок. Скорости поперечного и продольного роста перлитного зерна примерно равны. Перлит растет продольно за счет аустенита ( А ), находящегося справа от фронта кристаллизации. Такой рост должен приводить к обеднению углеродом аустенита возле Ц и обогащению Ф. Для продолжения роста необходимо, чтобы шло выравнивание состава аустенита. Перераспределение углерода должно происходить вдоль фронта кристаллизации путем его диффузии в аустените. Чем тоньше пластинки Ф и Ц, тем меньше процесс диффузии будет задерживать рост перлитной колонии. Однако толщина пластинок может уменьшаться только до определенной величины, так как уменьшение свободной энергии  F = F A – F П, освобождающейся при превращении А  П, должно, по крайней мере, компенсировать возрастание поверхностной энергии на границе раздела Ф и Ц из-за увеличения суммарной площади границ.

Изображение слайда

11

Слайд 11

Толщина пластинок в зависимости от  Т определяется: 1) выигрышем свободной энергии; 2) скоростью диффузии. Перлитом называют только крупнопластинчатую эвтектоидную колонию; при средней толщине пластинок ее называют сорбитом, а при малой – трооститом. Принято некоторые условные величины, по которым эвтектоидные колонии подразделяют на перлит, сорбит и троостит: Структура Перлит Сорбит Троостит Межпластиночное расстояние, мкм.. 0,6…1 0,25…0,3 0,1…0,15 Твердость, НВ, МПа 1700…2300 2300…3300 3300…4000 Скорость роста перлитной колонии растет вместе с переохлаждением до его значения  Т  150°С, при большем  Т скорость роста уменьшается. Толщина же пластинки в перлитных колониях уменьшается с возрастанием переохлаждения.

Изображение слайда

12

Слайд 12

Переохлаждение аустенита ниже 230°С приводит к тому, что он не распадается, а испытывает аллотропическое превращение без изменения состава. Это превращение совершается сдвиговым путем. В результате такого превращения в стали образуется структура, называемая мартенситом. Мартенсит – это пересыщенный твердый раствор углерода в  -железе. Он имеет тетрагональную объемно-центрированную решетку. Степень тетрагональности ( с : а ), возрастает до 1,08 при увеличении содержания углерода, находящегося в твердом растворе, от 0 до 1,7%. По диаграмме равновесия предельное содержание углерода в  -фазе не превышает 0,025%, а в мартенсите оно может доходить до 2,14%. Поэтому мартенсит в стали не является стабильной фазой и стремится к распаду, особенно при нагреве. Мартенсит обладает высокой прочностью, ферромагнитен. Под микроскопом мартенсит стали имеет вид игл, толщина каждой иглы ~ 10 -4 см. Решетка мартенсита закономерно ориентирована по отношению к решетке исходного аустенита, а именно: {110} M II {111} A и <111>M II <110> A. Мартенситное превращение даже при очень сильном переохлаждении не доходит до конца и наряду с мартенситом в структуре имеется некоторое количество остаточного аустенита. В углеродистой стали его содержание равно нескольким процентам.

Изображение слайда

13

Слайд 13

При переохлаждении аустенита эвтектоидной стали ниже 500°С (  T=220°С и больше) характер превращения меняется и в результате изотермического распада аустенита образуется уже не перлит, а промежуточная структура, которую называют также игольчатым трооститом или бейнитом. Это превращение содержит элементы диффузионного и бездиффузионного превращения. Твердость бейнита выше, чем тонкопластинчатого перлита, и повышается с увеличением  Т. Бейнит состоит, как и перлит, из феррита и цементита, но имеет иное строение. Различают структуру верхнего и нижнего бейнита. Переход от одного к другому происходит приблизительно при степени переохлаждения 350°С. Верхний бейнит имеет перистый вид. При больших увеличениях видно, что цементит присутствует в виде изолированных узких частиц (а не в виде пластинок, как в перлите). Частицы цементита расположены между игольчатыми кристаллами феррита. Нижний бейнит имеет игольчатый вид и напоминает структуру мартенсита. Частицы цементита в нижнем бейните еще более тонкие, чем в верхнем бейните.

Изображение слайда

14

Слайд 14

Диаграмма изотермического превращения переохлажденного аустенита Для описания кинетики превращения переохлажденного аустенита пользуются экспериментально построенными диаграммами изотермического превращения аустенита или С-диаграммами. (В иностранной литературе ТТТ-диаграммы ( time – temperature – transformation ). Время 0Н 1, 0Н 2, 0Н 3 распад аустенита экспериментально не фиксируется. Этот период называют инкубационным.

Изображение слайда

15

Слайд 15

В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области или ступени превращения: перлитную; Перлитная область в углеродистых сталях распространяется на интервал температур от точки A 1 до изгиба изотермической диаграммы (~550°С). область промежуточного превращения; Промежуточное превращение протекает при температурах от изгиба кривой (~550°С) до точки М н. При таком превращении образуется бейнитная структура. мартенситную. Ниже температуры, соответствующей точке М н, переохлажденный аустенит бездиффузионно превращается в мартенсит.

Изображение слайда

16

Слайд 16

Вид С-образных диаграмм для сталей неэвтектоидного состава. Основное отличие – появление дополнительной линии, характеризующей выделение из аустенита избыточного феррита (для доэвтектоидных сталей) или цементита (для заэвтектоидных сталей). Структура, получающаяся при непрерывном охлаждении стали можно предсказать на основе анализа С-диаграммы. При нагреве эвтектоидной стали до температуры выше Ас 1, при которой происходит полная аустенизация, и последующем охлаждении до комнатной температуры формирующаяся структура зависит от скорости охлаждения.

Изображение слайда

17

Слайд 17

Скорость охлаждения V 1 (в печи, ~ 0,1 град/сек ) – структура крупнопластинчатый перлит. Операция т/о – отжиг. Приводит к получению малой твердости. Скорость охлаждения V 2 > V 1 (на воздухе, ~ 1 град/сек ) – структура тонкопластинчатый перлит (сорбит). Операция т/о – нормализация. Твердость возрастает. Скорость охлаждения V 3 > V 2 (в масле, 10 град /сек) – структура тонкопластинчатый перлит (троостит). Операция т/о – одинарная обработка. Твердость выше. При скорости V 4 > V 3 ( 100…1000 град/сек ) распад аустенита не начинается и он превращается в мартенсит. Такая операция называется закалкой стали. Минимальная скорость, при которой аустенит не распадается, а испытывает только мартенситное превращение, называется критической скоростью закалки ( V кр. ) Бейнитная структура получается только при изотермическом выдерживании аустенита при температуре ниже 550°С.

Изображение слайда

18

Слайд 18

Мартенситное превращение в стали Механизм мартенситного превращения. Мартенситное превращение происходит тогда, когда при быстром охлаждении диффузионные процессы становятся невозможными. При мартенситном превращении не происходит перераспределения компонентов между аустенитом и мартенситом. Образование мартенсита становится возможным лишь тогда, когда его свободная энергия будет меньше свободной энергии аустенита. Это имеет место при сильном переохлаждении аустенита. Аналогичное явление может иметь место и при нагреве. В точке А н мартенсит бездиффузионно может превратиться в аустенит. Однако в обычных углеродистых сталях обратное превращение  по мартенситному механизму не имеет места, так как при нагреве мартенсит раньше распадается на феррит и карбид. Превращение аустенита в мартенсит и обратное превращение мартенсита в аустенит протекает в интервале температур ( М н – М к и А н – А к ), который зависит от состава аустенита.

Изображение слайда

19

Слайд 19

Мартенситное превращение происходит путем закономерного кооперированного направленного смещения атомов на расстояния, не превышающие межатомные, сохраняя взаимное соседство атомов. При мартенситном превращении происходит макроскопический сдвиг, внешним проявлением которого является появление игольчатого микрорельефа на поверхности шлифа. В процессе превращения кристаллы мартенсита сопряжены с аустенитом по определенным кристаллографическим плоскостям, и между растущими мартенситными кристаллами и аустенитной матрицей образуется когерентная граница. Пока на границе мартенсита и аустенита существует сопряженность решеток (когерентность), скорость образования и роста кристаллов мартенсита очень велика (~10 3 м/с). В процессе роста мартенситного кристалла вследствие разности удельных объемов аустенита и мартенсита увеличиваются упругие напряжения, что может приводить к пластической деформации и нарушению когерентности. При нарушении когерентности решеток дальнейший упорядоченный переход атомов из аустенита в мартенсит становится невозможным и рост кристалла мартенсита прекращается.

Изображение слайда

20

Слайд 20

Превращение аустенита в мартенсит происходит при непрерывном понижении температуры. Развитие превращения при этом протекает в результате образования новых кристаллов мартенсита. Размеры кристаллов мартенсита определяются величиной зерна исходного аустенита. Кристаллы мартенсита тем крупнее, чем больше зерно аустенита. Различают 2 типа мартенситных кристаллов: пакетный (реечный) и пластинчатый (игольчатый) мартенсит. Пакетный мартенсит образуется в сталях с не более 0,5%С. Пластинчатый мартенсит образуется в высоко-углеродистых сталях (более 0,8%С)

Изображение слайда

21

Слайд 21

Кинетика мартенситного превращения. Температура начала и конца мартенситного превращения зависит от содержания углерода в стали. Чтобы мартенситное превращение развивалось, необходимо непрерывно охлаждать сталь ниже температуры М н. Количество мартенсита возрастает в результате образования все новых и новых кристаллов, а не вследствие роста уже возникших кристаллов. По достижении определенной для каждой стали температуры превращение аустенита в мартенсит прекращается. Эту температуру окончания мартенситного превращения обозначают M к. Мартенситное превращение не протекает до конца. В закаленной стали всегда присутствует остаточный аустенит. Его количество тем больше, чем ниже температура точек M н и М к, т. е. чем выше содержание в аустените углерода и легирующих элементов. В стали с 0,6…1,0%С количество остаточного аустенита не превышает 10%, а в стали с 1,3…1,5%С – оно достигает 30…50%.

Изображение слайда

22

Слайд 22

Свойства мартенсита. Мартенсит твердая и прочная фаза. Твердость мартенсита возрастает с увеличением в нем содержания углерода, в стали с 0,6…0,7%С твердость мартенсита составляет Н R С 65. Предел прочности низкоуглеродистого мартенсита (0,015%С) составляет ~1000, а при 0,6…0,8%С – 2000…2300 МПа. Однако с повышением содержания углерода возрастает склонность его к хрупкому разрушению. Высокая твердость мартенсита объясняется главным образом влиянием внедренных атомов углерода в решетку  -фазы, созданием микро- и субмикроскопической неоднородности строения с повышенной плотностью дефектов кристаллического строения. Подвижность дислокаций затруднена и в связи с повышенной их плотностью из-за фазового наклепа. Хрупкость мартенсита связана с пониженной подвижностью заблокированных дислокаций, что уменьшает возможность пластической релаксации в местах концентрации напряжений. Присутствие углерода и других примесей в твердом растворе повышает электросопротивление и коэрцитивную силу мартенсита, понижает остаточную индукцию и магнитную проницаемость по сравнению с ферритом. Мартенсит имеет наибольший удельный объем: удельный объем аустенита при содержании 0,2…1,4%С составляет 0,123…0,125, а мартенсита 0,127…0,130 см 3 /г. Это является одной из основных причин возникновения при закалке больших внутренних напряжений.

Изображение слайда

23

Слайд 23

Переход к следующей теме

Изображение слайда

24

Слайд 24

Изображение слайда

25

Последний слайд презентации: Материаловедение

Верхний бейнит Нижний бейнит А – аустенит, М – малоуглеродистый мартенсит, К – карбид, Ф – феррит (пересыщенный углеродом)

Изображение слайда

потёмкин (материаловедение. металлы. Потёмкин) – PDF, страница 4

Линия РЕК (г = 727’С) называется эвтектоидной, на ней аустенит с концентрацией 0,8% С претерпевает преврашение в перлит — эвтектоидную смесь феррита и цементита: 20 Ге (С) — ~ Ре (С) + Рез (С) (перлит). 0,8% С 0,025% С 6,67% С А Ф Ц Механизм образования эвтектоидной смеси подобен механизму образования эвтектической смеси, но эвтектика образуется из жидкой, а эвтектоид — из твердой фазы.

Сплавы систелгы железо — углерод Они делятся на следующие группы: 1. Техническое железо — концентрация углерода до 0„025%. И. Стали — концентрация углерода от 0,025 до 2,14% (стальной гол диаграммы). Стали подразделяются на: а) доэвтектоидные с концентрацией углерода в них от 0,025 до 0,8%; б) эвтектоидные с концентрацией углерода 0,8% и в) заэвтектоидные с концентрацией углерода более 0,8%. И1. Чугуны: а) доэвтектические с концентрацией углерода менее 4,3%; б) эвтектические с концентрацией углерода 4,3% и в) заэвектнческие с концентрацией углерола более 4,3%. Для определения структур сплавов рассмотрим превращение происходящее в белом чугуне с концентрацией углерода 4% при быстром охлаждении его в процессе литья, прн котором структура сплава соответствует диаграмме состояния.

При охлаждении расплава состава И вЂ” И в точке 1 выпадают кристаллы аустенита, в точке 2 жидкость приобретает концентрацию 4,3% С и превращается в эвтектику — ледебурит, состоящую из аустенита и цементита, причем в момент окончания кристаллизации концентрация углерода в аустените составляет 2,14% и при последующем охлаждении уменьшается (согласно линии Е5), что сопровождается выделением углерода с образованием цементита. В точке 3 концентрация углерода в аустените приобретает значение 0,8% и превращается в перлит. Таким образом, структура белого чугуна состоит из перлита, цементита и ледебурита. Ледебурит ниже 727 представляет собой смесь перлнта и цементита. В ряде случаев расплав чугуна охлаждают очень медленно, и тогда происходит процесс графитизации — разложения цементита. Так, например, при медленном охлаждении чугуна с концент- рацией углерода 3% в интервале температур 1147…727’С происходит разложение цементита по реакции ГезС вЂ” > ЗГе (с) + С.

т аустенят графит При г = 727′ аустенит приобретает концентрацию 0,8% и превращается в перлит, на фоне которого расположены включения графита; такой чугун называется серым. При выполнении работы в соответствии с диаграммой состояния проводится построение кривых охлаждения, изучаются фазовые превращения, микроструктуры некоторых сплавов железа с углеродам и устанавливается связь состава и микроструктуры со свойствами сплавов (а,, НВ, б) Для построения кривых охлаждения необходимо использовать правило фаз, изучаемое в лабораторной работе 1 (41). В качестве примера рассмотрим превращения с построением кривых охлаждения для чистого железа (рис.

З,а) и заэвтектоидной стали У!2 (рис. 3,6). При охлаждении расплава чистого железа кристаллизация начинается при г = 1539’С в точке 1 и заканчивается в точке 1′. Превращение происходит при постоянной температуре, так как согласно правилу фаз (С = К вЂ” Ф + 1)С = ! — 2 + 1 = 0 (один компо- нент — железо, две фазы — жидкость и кристаллы Ге ).

В точке 2 при г = !400’С начинается в точке 2′ заканчивается первое поли- морфное превращение: Геь — 1 Ге . Перекристаллизация при этом К8 К12 начинается с образования зародышей кристаллов фазы Ге на гра- Т кипах зерен. При этом г = 911’С в точке 3 начинается и в точке 3′ заканчивается второе полиморфное превращение Ге, — 1 Ге т а’ К11 К8 Правило фаз используют для построения всей кривой охлаждения.

Иногда железо выше точки Кюри с решеткой ОЦК обозначают Ге8, в настоящее время этим обозначением практически не пользуются. Итак, в чистом железе одна критическая точка (точка А) — это температура кристаллизации, а критические точки У и 6 — температуры полиморфных превращений. 22 5ЮИ 5ваО 5МО 5УО 5гР55 55(5О 5555!О ВЮ55 Ерамю, ‘в’ Юремю, Ч а~ Рис. 3 Кривая охлаждения для стали У12 (1,2% С) представлена на рис. З,о — сплав ! — 1.

При охлаждении расплава в точке 1 начинается и в точке 2 заканчивается процесс кристаллизации аустенита, процесс происходит при переменной ~емпературе: С = 2 — 2 + ! = 1 (два компонента — Ге и С и две Фазы — жидкая и кристаллы аустенита). От точки 2 до точки 3 превращений не происходит (С = 2 — ! + + 1 = 2). При понижении температуры, начиная с точки 3, в связи с уменьшением растворимости углерода в аустените происходит образование ЕезСи (С = 2 — 2+ ! = 1), т.е, температура превращения переменив. В точке 4 в аустените остается 0,8% С и осуществляется эвтектоидное превращение: Ее,(с) — > Ге,(с)+ Ге,С Ф и перлнт аустенит Таблица Область применения НВ*, МПа 8,% о. МПа 0,025 350 30 Сталь 40 0,4 600 13 0,8 750 !О Сталь У8 То же Сталь У! 2 900 4,0 145 0,8 750 !О ” Значения НВ впосяься после измерения.

Номер шлнфа Марка сплава Техническое железо Белый чугун Серый перлитный ч тун Содержание С, % Механические свойства Термическая обработка Охлаждение на воздухе Охлаждение вместе с печью Быстрое охлаждение при литье Медленное охлаждение при литье Реле, сердечники, экраны Болты, гайки, шпильки Матрицы, пуансоны, пневмо-инст менты Режущий и мерительный инструменты Практически не применяется Втулки, стаканы насосов, поршневые кольца В момент этого превращения существуют три фазы: аустенит, феррит и цементит (С = 2 — 3 + ! + О) и превращение происходит при постоянной температуре.

Для рассмотрения на шлифах микроструктур сплавов„приведенных в таблице, используют микроскоп МИМ-б с увеличением х 300 раз. Замер твердости производят на твердолзере Роквелла. Фазовый состав, микроструктуру и свойства сплавов при выполнении работы необходимо увязать с содержанием углерода.

Порядок выполнения работы !. Зарисовать диаграмму железо — углерод и дать определение линий: изучить сущность превращений, которые они определяют. 2. Используя правило фаз, нарисовать в соответствии с диаграммой состояния кривые охлаждения. 3, Рассмотреть в микроскоп комплект шлифов и зарисовать их структуру. Обозначить увеличение микроскопа и стрелками указать на структурные составляющие, 4. Измерить твердость прибором Роквелла и внести данные в бланк лабораторной работы. 5.

Построить графическую зависимость влияния содержания углерода на механические свойства и,, б (нз данных таблицы и НВ, полученные при измерении, и обосновать изменение свойств микроструктуры). б. Сделать выводы по работе. Контрольные вопросы !. Что такое диаграмма состояния? 2. В чем сущность явления полиморфизма? Назовите точки полиморфного превращения в железе. 3. Какие виды взаимодействия существуют между углеродом и железом? 4. Назовите области существования твердых растворов углерода в Ге и Ге . 5. Как влияет углерод на температуру полиморфного превращения в железе? 6.

Что такое феррит и аустенит, какова максимальная растворимость в них углерода? , 7. Что такое цементит? 8. Как обозначены линии начала и конца кристаллизации? 25 9. Что такое эвтектика и эвтектоид, в чем их различия и особенности строения? 1О. Как обозначено изменение растворимости углерода в ге„ и ге„ в зависимости от температуры? 11.

Как обозначены эвтектическая и звтектоидная линии? 12. Назовите однофазные и двухфазные структуры и дайте их определение. 13. Объясните превращения в сплаве с момента начала кристаллизации содержащего железа, 0,4% С. 14. Объясните превращения в сплаве с момента начала кристаллизации железа, содержащего 1,2% С. 15. Какова классификация сплавов по диаграмме железо — углерод? 16. Какова концентрация углерода в аустените в момент окончания кристаллизации белого чугуна? !7.

Как влияет содержание углерода на свойства сплавов железа с ним? !8. Используя правило фаз, объясните ход кривых охлаждения для стали У12. 19. В чем отличие условий получения белого и серого чугуна? Работа 3 (’43). ВЛИЯНИЕ ХОЛОДНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И ПОСЛЕДУЮЩЕГО НАГРЕВА НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ авьиьию — ~ ~ Р и < аи> влияние пластической деформации (в сочетании с последующим нагревом и без него) на структуру, прочность и пластичность металлов и сплавов, а также связать изменения свойств с формирующейся структурой металла. Основные положения Пластическая деформация приводит к изменению кристаллографической и метмлографической структуры металла.

В структуре прежде всего образуются новые дефекты кристаллического строения: дислокации, вакансии„дислоцированные атомы. Плотность дислокаций с увеличением степени пластической деформации увеличивается с ! Об … 10″ и !Ои… !О’2 !/см2. Накопление дефектов приводит к возрастанию степени искажения кристаллической решетки. Кроме того, при значительных степенях пла- 26 стической деформации происходит дробление зерен и их вытягивание вдоль действия внешнего усилия. Такая структура характеризуется кристаллографической ориентацией зерен в пространстве и называется текстурой деформации.

Текстура деформации делает металл анизотропным. Дробление зерен приводит к увеличению протяженности границ на единицу плошади. Основным механизмом пластической деформации является скольжение дислокаций. Появление в процессе пластической деформации отмеченных изменений в структуре приводит к затруднению скольжения дислокаций. Наблюдается так называемое деформационное упрочнение. Оно связано с увеличением количества барьеров для перемещения дислокаций, наиболее эффективными из которых являются неподвижные (или малоподвижные) дислокации, границы зерен„мелкодисперсные, равномерно распределенные упрочняюшие фазы. К менее эффективным барьерам относятся примеси внедрения, различные структурные образования, когерентные с матрицей, упругие искажения решетки. Для преодоления этих барьеров в процессе дальнейшей деформации требуются все большие усилия (напряжения), то есть материал упрочняется.

МЕТОДИЧЕСКИЕ РЕКОМЕНДАЦИИ по дисциплине ОП.05 Материаловедение для самостоятельной работы обучающихся очного и заочного отделений при изучении темы «Диаграмма состояния сплавов Fe-Fe3C» для специальности 23.02.06

РОСЖЕЛДОР

Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение

высшего образования

«Ростовский государственный университет путей сообщения»

(ФГБОУ ВО РГУПС)

Филиал РГУПС в г. Воронеж

МЕТОДИЧЕСКИЕ РЕКОМЕНДАЦИИ

по дисциплине ОП.05 Материаловедение

для самостоятельной работы обучающихся очного и заочного отделений

при изучении темы

«Диаграмма состояния сплавов Fe-Fe3

для специальности

23.02.06 Техническая эксплуатация подвижного состава железных дорог

2018

Старший методист

учебно-методического

отдела СПО

____________________Л.В. Курчевская

«___» __________________2018 г.

Учебное пособие рассмотрено и одобрено на заседании цикловой комиссии

общепрофессиональных дисциплин

Протокол №_______от_____________2018 г.

Председатель цикловой комиссии

__________________________О.Л. Цветкова

(Ф.И.О., подпись)

Автор – преподаватель филиала РГУПС в г. Воронеж

О.Л. Цветкова.

Рецензент – преподаватель филиала РГУПС в г. Воронеж

Л.П. Цветков.

СОДЕРЖАНИЕ

1 Пояснительная записка………………………………………….3

2 Сплавы железа с углеродом……………………………………..4

3 Примеры практического применения диаграммы Fe-Fe3C……14

Список литературы………………………………………………22

1 Пояснительная записка

Данная методразработка предназначена для студентов специальности 23.02.06 Техническая эксплуатация подвижного состава железных дорог, изучающих дисциплину ОП.05 Материаловедение.

Студенты, изучая дисциплину « Материаловедение», часто испытывают затруднения при самостоятельной работе над темой «Диаграмма состояния Fe-Fe3C». Цель данной методической разработки дать дополнительный, более подробный и понятный материал по указанной теме, облегчающий самостоятельную работу студентов, особенно, студентов заочного отделения, которые по этой теме пишут контрольную работу.

2 Сплавы железа с углеродом

К сплавам железа с углеродом относятся стали и чугуны. Сталью называют железоуглеродистые сплавы, содержащие до 2,14 % углерода;

Чугуном называются железоуглеродистые сплавы, содержащие углерода

свыше 2,14 %.

Перед изучением сплавов железа с углеродом необходимо повторить аллотропические превращения чистого железа. В железоуглеродистых сплавах углерод, соединяясь с железом, образует карбид железа Fe3C (цементит) или при определенных условиях кристаллизуется в виде графита. Следовательно, возможны две системы железоуглеродистых сплавов: система Fe – Fe3C, в которой компонентами являются железо и цементит и система Fe – C, в которой компонентами является железо и графит.

Диаграммой состояния Fe – C пользуются при изучении структур и свойств серых, ковких, высокопрочных чугунов, т.е. сплавов, в которых углерод находится в виде графита.

Диаграммой состояния Fe – Fe3C пользуются при изучении структур и свойств сталей и белых чугунов, т.е. таких сплавов, в которых почти нет свободного углерода (графита).

Диаграмма состояния Fe – Fe3C находит большее применение. Давайте начертим и разберёмся в линиях и структурах диаграммы состояния

Fe – Fe3C.

На чистом листе бумаги (лучше на миллиметровке) проведём вертикальную и горизонтальную линии – оси (рис.1). На вертикальной оси откладываем значения температур от 600 0С до 1600 0С (ниже 600 0С изменений в сплавах происходить не будет). На горизонтальной оси откладываем концентрацию углерода в железе в процентах. Разделим вертикальную ось на 10 равных частей и поставим значения температур:

600, 700,800,900,1000,1100,1200,1300,1400,1500,16000С. Разделим горизонтальную ось на 7 равных частей и поставим значения: 0,1,2,3,4,5,6,7 % углерода.

Вертикальная ось температур проведена из нулевого значения концентрации углерода в железе, следовательно, эта ось соответствует сплаву, в котором содержится 0 % углерода, т.е. чистому железу.

Перенесём критические точки с кривой охлаждения чистого железа на ось температур. Точка А (1539 0С) соответствует температуре первичной кристаллизации чистого железа. Следовательно, выше 1539 0С железо будет находиться в жидком состоянии, а ниже 153 0С – в твердом состоянии.

Так как дельта-железо (Fe-δ) не имеет применения на практике, то условно принимают, что при затвердевании (1539 0С) сразу выделилось гамма – железо (Fe–γ). Вследствие этого допущения данная диаграмма называется упрощенной. Итак, ниже точки А будет твердое Fe–γ. При температуре 911 0С.

(точка G) происходит вторичная кристаллизация чистого железа – превращение в твердом состоянии гама железа (Fe–γ) в альфа-железо (Fe-α).

Оно сопровождается сменой кубической гранецентрированной решётки на кубическую объемно-центрированную решетку. Итак выше точки G (911 0С) находится Fe-γ, ниже точки G находится Fe-α, которое остается без изменений до 0 0С.

Если в сплаве железа с углеродом содержится 6,67% углерода, то образуется химическое соединение – цементит (Fe3C) по реакции

3Fe + C = Fe3C. Следовательно, на образование цементита всегда необходимо 6,67 % углерода. Найдем этот сплава в диаграмме. Проведем перпендикуляр из точки, соответствующей 6,67 % углерода – это будет линия сплава чистого цементита.

Нанесем критические точки чистого цементита: точку D (1600 0С) и точку F(1147 0С). Точка D – начало кристаллизации, точка F – конец кристаллизации, т.е. выше точки D – цементит будет жидкий. Ниже температуры 1147 0С цементит будет находиться в твёрдом состоянии. Между точками D и F структура цементита состоит из двух фаз: жидкий сплав + твердый цементит, так как идет процесс кристаллизации.

Найдем на горизонтальной оси 4,3 % углерода и проведём перпендикуляр до температуры 1147 0С, поставим точку С, соединим линиями точки А,С и D (см.рис.8). Полученная линия АСD – «ликвидус»(по латыни жидкий). Выше линии АСD все сплавы железа с углеродом находятся в жидком состоянии. Напишем на диаграмме «жидкий сплав». При температурах, соответствующих линии АСД, начинается затвердевание сплавов, т.е. их первичная кристаллизация.

Построим линию «солидус» (по латыни твердый) – линию конца первичной кристаллизации.

Найдём на горизонтальной оси 2,14 % углерода и проведем пунктиром перпендикуляр до температуры 1147 0С, поставим точку Е, поставим точки А, Е, С,F, как показано на рис.1. Получим линию АЕС – линию солидус. Ниже этой линии все сплавы будут твёрдыми. В областях между линиями АСD и АЕС происходит кристаллизация – сплавы состоят из двух фаз: жидкой и твердой структуры. Сплавы, содержащие менее 2,14 % углерода относятся к сталям, больше 2,14 % к чугунам.

Рассмотрим стальную часть диаграммы состояния Fe-Fe3C, т.е. проследим, как меняются структуры у сталей при медленном охлаждении из расплавленного состояния до комнатной температуры (20 0С). Первичная кристаллизация сталей начинается по линии АС с выделением аустенита.

Аустенит – это твердый раствор углерода в гамма-железе. Твердая, прочная и вязкая структура: твердость по Бринеллю 160…200НВ, относительная деформация δ = 40-50 %, мелкое зерно. Наибольшая растворимость углерода в аустените при 1147 0С составляет 2,14 %. С понижением температуры растворимость углерода падает и при 727 0С составляет 0,8 %. Первичная кристаллизация (затвердевание) сталей происходит между температурами линий АС и АЕ. С понижением температуры выделяется всё больше и больше твердой фазы (аустенита), жидкой фазы остаётся меньше. При достижении температур линии АЕ жидкий сплав полностью переходит в аустенит. Следовательно, первичная кристаллизация заканчивается при температурах, соответствующих линии АЕ. Все стали после первичной кристаллизации имеют структуру аустенита. Но аустенит может существовать лишь при высоких температурах. При понижении температуры до линии GSE он распадается на феррит, цементит и перлит.

Феррит – твердый раствор углерода в альфа-железе Fe-α. Феррит мягок, пластичен, имеет небольшую прочность. Твердость 80НВ, предел прочности

σпч =250 МПа (25 кгс/мм2), δ=50 %, ψ=80 %, имеет крупное зерно. Самая большая растворимость углерода в феррите при 727 0С составляет 0,02 %. При понижении этой температуры растворимость его уменьшается и при комнатной температуре составляет около 0,006%, т.е. получается практически чистое железо.

Рисунок 1 – Диаграмма состояний Fе – Fе3С

Цементит – это химическое соединение железа с углеродом, карбид железа Fe3C. В цементите всегда содержится 6,67 % углерода. Цементит обладает высокой твердостью 800НВ, но очень низкой пластичностью δ=0%. При высоких температурах, а также при медленном подогреве цементит – это цементит, полученный при первичной кристаллизации (из жидкого сплава). Вторичный цементит – это цементит, полученный в результате вторичной кристаллизации при распаде аустенита (твёрдой структуры).

Перлит – механическая смесь, состоящая из феррита и цементита, содержащая 0,8 % углерода. Перлит получается в результате распада аустенита, содержащего 0,8 % углерода на цементит, котором 6,67 % углерода и феррит, почти не содержащий углерод (0,02 %). Перлит – эвтектоид. Эвтектоидное превращение представляет собой случай, когда не жидкий, а твердый раствор распадается с образованием механической смеси фаз. Эвтектоидное превращение похоже на эвтектическую кристаллизацию.

Построим линии, соответствующие вторичной кристаллизации сталей, т.е. линии изменений структуры в твёрдом состоянии. Найдем на горизонтальной оси 0,8% углерода и проведем пунктиром перпендикуляр до температуры 7270С, поставим точку S. Полученную точку S соединим с точками

G и Е. Линия GSE – линия начала вторичной кристаллизации сталей.

На оси температур найдём 7270С и поставим точку Р. Проведём линию PSK,

параллельную горизонтальной оси. Полученная линия PSK соответствует температурам конца вторичной кристаллизации.

Рассмотрим процесс вторичной кристаллизации сталей.

При температурах соответствующих линии GS, из аустенита начинает выделяться углерод в виде вторичного цементита. В точке S при концентрации 0,8% углерода в железе, при постоянной температуре 7270С одновременно выделяются две структуры: феррит и цементит вторичный, образуя механическую смесь, т.е. аустенит, превращается в перлит. Сталь, в которой 0,8% углерода состоит только из зерен перлита.

Вернемся к началу вторичной кристаллизации сталей, в которых содержится углерода до 0,8 %. Выше температур, соответствующих линии GS, стали состоят из аустенита. При понижении температуры до линии GS, аустенит начинает превращаться в феррит, т.е. твердый раствор углерода в

γ-Fe переходит в твердый раствор углерода в α-Fe. Но α-Fe практически не растворяет углерод и поэтому из мест, в которых произошло превращение

γ-Fe в α-Fe, углерод должен переместиться в объёмы, ещё занятые аустенитом. Следовательно, в результате превращения γ-Fe в α-Fe с понижением температуры происходит образование зерен феррита и одновременно оставшийся аустенит обогащается углеродом, поэтому, чем ниже температура, тем больше образуется феррита и тем больше содержание углерода в оставшемся аустените. Образование феррита происходит между линиями GS и РS. При достижении эвтектоидной температуры 727 0С сталь будет состоять из феррита и аустенита, который превращается в перлит (как в точке S). Ниже 7270С эти стали будут иметь структуру феррит + перлит.

Итак, выше линии GS находится структура аустенит (см. рис.1). В области GSP – аустенит и феррит (происходит процесс вторичной кристаллизации). Ниже линии PS – феррит и перлит. Напишем наименование структур в соответствующих областях диаграммы.

Рассмотрим вторичную кристаллизацию сталей, в которых содержится углерода свыше 0,8 %. Выше линии SE структура сталей – аустенит. По линии SE, как уже говорилось, из аустенита начинает выделяться углерод в виде вторичного цементита, вследствие уменьшения растворимости углерода в аустените. Процесс выделения вторичного цементита будет идти от температур, соответствующих линии SE, до 727 0С, соответствующих линии SK.

Выделение из аустенита избыточного вторичного цементита, в котором содержится 6,67 % углерода, сопровождается обеднением оставшегося аустенита углеродом. Концентрация углерода в аустените при понижении температуры меняется по линии SE. При достижении эвтектоидной температуры

727 0С любая сталь, в которой углерода свыше 0,8 % будет состоять из вторичного цементита и аустенита эвтектоидного состава с 0,8 % углерода. Этот аустенит при распаде образует, как указывалось, эвтектоид – перлит. После вторичной кристаллизации сталей, в которых углерода свыше 0,8 % , будут иметь структуру цементит вторичный + перлит. Напишем наименование структур в соответствующих областях диаграммы.

В зависимости от содержания углерода стали делятся на: доэвтектоидные с содержанием углерода до 0,8 %, эвтектоидные с содержанием 0,8 %, заэвтектоидные с содержанием углерода свыше 0,8 %. Следовательно, после полного охлаждения стали будут иметь следующие структуры:

  • доэвтектоидные стали – феррит+перлит;

  • эвтектоидная сталь – перлит;

  • заэвтектодиные стали – перлит + цементит вторичный.
    В структурах всех сталей после вторичной кристаллизации входит перлит.

Перейдем к рассмотрению правой чугунной части диаграммы состояния Fe-Fe3C
Выше линии ACD все чугуны жидкие. По линии АС, как уже отмечалось, из жидкого сплава начинает выделяться аустенит. По линии CD из жидкого сплава начинает выделяться цементит. В точке С при постоянной температуре 1147 0С, при определенной концентрации 4,3 % углерода одновременно из жидкого сплава выделяются две структуры: аустенит и цементи, которые образуют механическую смесь под названием ледебурит. Происходит эвтектическое превращение, эвтектическая кристаллизация.

Ледебурит – это механическая смесь аустенита предельной концентрации и цементита первичного. Ледебурит – эвтектика, в которой всегда содержится 4,3 % углерода. Его кристаллизация (затвердевание) происходит при постоянной температуре 1147 0С.

Рассмотрим, как меняется структура чугуна, содержащего 4,3 % углерода. Выше точки С чугун жидкий. При постоянной температуре 1147 0С происходит первичная кристаллизация с образованием ледебурита, который является механической смесью аустенита и цементита первичного. Но аустенит, входящий в ледебурит при охлаждении до 727 0C выделяет углерод в виде вторичного цементита и при 727 0С, получив концентрацию 0,8 %, превращается в перлит. Следовательно, ледебурит от 1147 до 727 0С претерпевает вторичную кристаллизацию и ниже линии SK является механической смесью перлита и цементита. Чугун, содержащий 4,3 % углерода, имеет структуру ледебурит при температурах выше 727 0С и ниже 727 0С. Но ледебурит выше 727 0С отличается от ледебурита ниже 727 0С тем, что первый состоит из цементита и аустенита, а второй из цементита и перлита.

Рассмотрим превращения, происходящие в чугунах, содержащих до 4,3% углерода. Вспомним, что эти чугуны начинают затвердевать по линии АС с выделением аустенита из жидкого раствора. Между температурами соответствующими линиям АС и ЕС, с понижением температуры твёрдой фазы аустенита становится всё больше, а жидкой фазы меньше. В процессе кристаллизации состав аустенита меняется по линии солидус, а состав жидкого сплава по линии ликвидус. При эвтектической температуре 1147 0С концентрация углерода в аустените становится предельный (2,14 %), а в жидкой части сплава будет концентрация эвтектического состава (4,3 % углерода).
Жидкий сплав, обогатившись углеродом до эвтектической концентрации (4,3 %), затвердевает при постоянной температуре 1147 0С с образованием
эвтектики – ледебурита, состоящего из аустенита (2,14 % углерода) и цементита (6,67 % углерода). Итак, чугуны с содержанием углерода до 4,3 % выше линии АС жидкие. В области АСЕ они имеют две фазы: жидкий сплав + аустенит (идёт процесс первичной кристаллизации). Ниже линии ЕС непосредственно после затвердевания получается структура аустенит + ледебурит.
Полученный аустенит неустойчив и начинает тут же превращаться в цементит вторичный (аналогично превращению аустенита в цементит в заэвтектоидных сталях), так как растворимость углерода в аустените с понижением температуры уменьшается по линии SE. Таким образом, ниже 1147 0С до

727 0С аустенит свободный и аустенит, входящий в ледебурит, выделяет углерод в виде вторичного цементита. При 727 0С концентрация углерода в аустените достигает 0,8 %, поэтому он превращается в перлит. Итак, ниже температуры эвтектоидного превращения (727 0С) чугуны, содержащие углерод до 4,3 %, имеют структуру: цементит + перлит + ледебурит. Цементит и перлит получены из аустенита, ледебурит ниже 727 0С является механической смесью перлита и цементита.

Линия ЕС является линией конца первичной кристаллизации и линией начала вторичной кристаллизации. Линия SK- линия конца вторичной кристаллизации чугунов.

Первичная кристаллизация чугунов, содержащих свыше 4,3 % углерода начинается по линии СD с выделения из жидкого сплава цементита (Fe3C).
При понижении температуры от линии СD до линии CF количество зерен первичного цементита увеличивается, а жидкой фазы уменьшается. Выделение цементита сопровождается понижением концентрации углерода в оставшемся жидком сплаве, так как Fe3C cодержит 6,67 % углерода. Концентрация жидкого сплава при охлаждении меняется по линии ликвидус CD. При температуре 1147 0С (линия CF) эти чугуны состоят из цементита первичного и жидкого сплава эвтектического состава (4,3 % углерода), который затвердевает с образованием эвтектики – ледебурит. Следовательно, непосредственно после затвердевания (конец первичной кристаллизации) чугуны, содержащие свыше 4,3 % углерода, имеют структуру: цементит первичный + ледебурит, который является механической смесью аустенита и цементита первичного.

Процесс вторичной кристаллизации заключается в распаде аустенита, входящего в эвтектику, на перлит и цементит вторичный. Следовательно, после вторичной кристаллизации структура чугунов содержащих углерода свыше 4,3 % будет также: цементит первичный + ледебурит, но ледебурит ниже 727 0С является механической смесью перлита и цементита.

Заполним оставшиеся области диаграммы состояния Fe-Fe3C наименованиями структур, руководствуясь, рис.1.
В зависимости от содержания углерода чугуны делятся на: доэвтектические с содержанием углерода до 4,3%, эвтектические с содержанием углерода 4,3 %, заэвтектические, с содержанием углерода свыше 4,3 %. После полного охлаждения чугуны будут иметь следующие структуры:
• доэвтектический чугун – перлит + цементит вторичный + ледебурит;

• эвтектический чугун – ледебурит;

• заэвтектический чугун – ледебурит + цементит первичный.
Все чугуны затвердевают с образованием эвтектики – ледебурит.

Рассмотрим примеры использования диаграммы состояний Fe-Fe3C:

3 Примеры практического применения диаграммы FeFe3C

Пример 1 Пользуясь диаграммой состояния Fe-Fe3C объясните структурные превращения, которые происходят в стали, содержащей 0,5 % углерода, при медленном охлаждении до комнатной температуры (20 0С).
Ответ. Найдем на горизонтальной оси диаграммы состояния Fe-Fe3C
0.5 % углерода, проведем перпендикуляр до пересечения с линией АС (рис.2). Этот перпендикуляр является линией сплава, данного в условии примера. Точку пересечения с линией АС обозначим 1, точку пересечения с линией АЕ обозначим 2, точку пересечения с линией GS обозначим 3 и точку пересечения с линией PS обозначим 4. Точки 1,2,3,4 – это критические точки для данной стали. Выше температуры 1490 0С (точка 1) начинается процесс первичной кристаллизации с выделением из жидкого сплава аустенита. Заканчивается процесс первичной кристаллизации при температуре 1430 0С (точка 2).В интервале температур 1490 0С и 1430 0С в структуру стали входят две фазы: жидкий сплав + аустенит. Ниже 1430 0С (точка 2) сталь твердая и имеет структуру аустенит. Аустенит остается устойчивым до температуры 790 0С (точка 3), при которой начинается процесс вторичной кристаллизации данной стали с превращением аустенита в феррит. Между температурами 790 0С (точка3) и 727 0С (точка 4) структура будет аустенит + феррит. Чем ниже температура, тем больше появляется феррита и тем меньше остается аустенита. При температуре 727 0С (точка 4) оставшийся аустенит эвтектоидного состава (0,8% углерода) превращается в перлит. Таким образом, при температуре 727 0С (точка 4) процесс вторичной кристаллизации заканчивается с образованием структуры феррит + перлит. Эта структура остается в стали при охлаждении до комнатной температуры 20 0С. Строим кривую охлаждения данной стали. Проводим оси температуры и времени. Критические температуры 1490 0С (точка 1), 1430 0С (точка 2), 790 0С(точка 3) и 727 0С (точка 4) переносим с диаграммы состояния на кривую охлаждения. Соединяем критические точки по линиям, как показано на рис.2.

Рисунок 2 – Диаграмма состояния Fе – Fе3С и кривая охлаждения стали

содержащей 0,5 % С


Пример 2 Пользуясь диаграммой состояния Fe-Fe3C объясните структурные
превращения, которые происходят в заэвтектоидной стали, содержащей 1% углерода, при медленно нагреве её до расплавленного состояния.
Ответ. Найдем на горизонтальной оси диаграммы состояния Fe-Fe3C
1% углерода, проведем перпендикуляр до пересечения с линией АС (рис.3). Проведенный перпендикуляр является линией сплава, данного в условии примера. Точку пересечения с линией SK обозначим 1, точку пересечения с линией SE – 2, точку пересечения с линией АЕ – 3, точку пересечения с линией АС – 4. Точки 1,2,3,4 – это критические точки для данной стали. При комнатной температуре данная сталь имеет структуру цементит вторичный + перлит, которая остаётся без изменений при нагреве до 727 0С (точка 1). При 727 0С перлит, содержащий 0,8 % углерода, превращается в аустенит эвтектоидного состава с 0,8 % углерода. При повышении температуры выше 727 0С происходит процесс распада аустенита с выделением углерода. Углерод цементита вторичного растворяется в аустените, так как растворимость углерода в аустените увеличивается по линии SE. Следовательно, чем выше температура стали, тем меньше остаётся цементита вторичного и тем больше появляется аустенита, концентрация которого увеличивается до 1 % при 810 0С (точка 2). Сталь имеет структуру аустенит. Аустенит остается без изменения до температуры начала плавления данной стали 1350 0С (точка 3). При температуре 1350 0С (точка 3) аустенит начинает плавиться. Температура конца плавления 1450 0С (точка 4). Следовательно, между температурами 1350 0С (точка 3) и 1450 0С (точка 4) происходит процесс плавления, и структура состоит из аустенита и жидкого сплава. Выше температуры 1450 0С (точка 4) данная сталь жидкая. Строим кривую нагрева стали, содержащей 1 % углерода. Проводим оси температуры и времени. Критические температуры 727 0С (точка 1), 810 0С (точка 2), 1350 0С (точка3), 1450 0С (точка 4) переносим с диаграммы состояния на кривую нагрева. Соединяем критические точки линиями.

Рисунок 3 – Диаграмма состояния Fе – Fе3С и кривая нагрева стали

содержащей 1 % С

Пример 3 Пользуясь диаграммой состояний Fe-Fe3C, объясните структурные превращения, которые происходят в доэвтектическом чугуне, содержащем 3 % углерода, при медленном охлаждении до комнатной температуры 20 0С.
Ответ. На горизонтальной оси диаграммы состояния Fe-Fe3C находим 3% углерода и проводим перпендикуляр до пересечения с линией АС (рис.4). Проведенный перпендикуляр является линией сплава, содержащего 3% углерода. Точку пересечения с линией АС обозначим -1, с линией ЕС -2, линией SK -3.Т

Точки 1,2,3 – это критические температуры для данного чугуна.

Выше температуры 1250 0С (точка 1) чугун жидкий. При 1250 0С
(точка 1)начинается первичная кристаллизация чугуна с выделением из жидкого сплава аустенита. Процесс кристаллизации аустенита заканчивается при температуре 1147 0С. Оставшийся жидкий сплав, концентрация которого возросла до 4,3%, затвердевает при постоянной температуре 1147 0С (точка 2) с образованием ледебурита. Следовательно, в результате первичной кристаллизации образовалась структура аустенит + ледебурит. Полученный аустенит неустойчив и начинает тут же превращаться в цементит вторичный. Таким образом, при температурах ниже 1147 0С до 727 0С аустенит свободный и аустенит, входящий в ледебурит, выделяют углерод в виде вторичного цементита. При температуре 727 0С концентрация углерода в оставшемся аустените достигает 0,8 %, поэтому он превращается в перлит. Следовательно, при температуре 727 0С заканчивается вторичная кристаллизация данного чугуна с образованием структуры: цементит вторичный + перлит + ледебурит. Цементит вторичный и перлит получены из аустенита, ледебурит при температуре ниже 727 0С является механической смесью перлита и цементита вторичного. Эта структура остаётся без изменений при охлаждении данного чугуна до 20 0С. Строим кривую охлаждения чугуна, содержащего 3 % углерода. Проводим оси температуры и времени. Критические температуры 1250 0С (точка 1), 1147 0С (точка 2) и 727 0С (точка 3) переносим с диаграммы состояния на кривую охлаждения. Соединяем критические точки линиями.
Рисунок 4 – Диаграмма состояния Fе – Fе3С и кривая охлаждения

доэвтектического чугуна, содержащего 3 % С

Пример 4 Пользуясь диаграммой состояний Fe-Fe3C, объясните структурные превращения, которые происходят в эвтектическом чугуне, содержащем 4,3% углерода, при медленном охлаждении его до комнатной температуры 200С.
Ответ. На диаграмме состояния Fe-Fe3C находим 4,3 % углерода (рис.5). Вертикальная линия, проведенная из точки 4,3 % углерода, является линией сплава данного чугуна. Выше температуры 1147 0С (точка С) эвтектический чугун жидкий. При постоянной температуре 1147 0С происходит первичная кристаллизация данного чугуна с образованием ледебурита – механической смеси аустенита и цементита первичного. Но аустенит, входящий в ледебурит при охлаждении до 727 0С выделяет углерод в виде вторичного цементита и при температуре 727 0С (точка 1) получив концентрацию 0,8 %, превращается в перлит. Следовательно, ледебурит от 1147 0С до 727 0С претерпевает вторичную кристаллизацию и ниже точки 1 является смесью перлита и цементита вторичного.
Рисунок 5 – Диаграмма состояния Fе – Fе3С и кривая охлаждения

эвтектического чугуна, содержащего 4,3 % С


Пример 5 Пользуясь диаграммой состояний Fe-Fe3C, объясните структурные превращения, которые происходят в заэвтектическом чугуне, содержащем 5 % углерода, при медленном охлаждении до комнатной температуры 20 0С.
Ответ. На горизонтальной оси диаграммы состояния Fe-Fe3C найдем 5 % углерода и проведем перпендикуляр до пересечения с линией СD (рис.6). Точку пересечения с линией CD обозначим 1, с линией CF – 2, с линией SK – 3. Точки 1,2,3- это критические точки данного чугуна. Выше температуры 1280 0С (точка 1) чугун жидкий. При температуре 1280 0С (точка 1) начинает выделяться из жидкого сплава цементит первичный, в котором всегда содержится 6,67 % углерода. По мере снижения температуры твёрдой фазы становится больше, а жидкой меньше. Выделяющийся цементит (Fe3C) забирает из жидкости на свое образование углерод, поэтому концентрация жидкого раствора с понижением температуры падает. При температуре 11470С выделение цементита заканчивается, концентрация оставшейся жидкости достигает 4,3 % углерода в железе, поэтому жидкий сплав затвердевает при постоянной температуре 1147 0С с образованием ледебурита. Структура чугуна, содержащего 5 % углерода после затвердевания (ниже точки 2): цементит первичный + ледебурит. Образовавшийся ледебурит является механической смесью аустенита и цементита первичного. Но, аустенит, входящий в ледебурит, при охлаждении до 727 0С (точка 3) выделяет углерод в виде вторичного цементита и при температуре 727 0С, получив концентрацию 0,8 %, превращается в перлит. Следовательно, вторичная кристаллизация данного чугуна заключается в том, что структура ледебурита меняется из механической смеси аустенита и цементита вторичного. Ниже температуры 727 0С (точка 3) структура чугуна, содержащего 5 % углерода, остается ледебурит + цементит первичный, но ледебурит уже является механической смесью перлита и цементита вторичного. Строим кривую охлаждения данного чугуна. Проводим оси температуры и времени. Критические температуры 1280 0С (точка 1), 1147 0С (точка 2), 727 0С (точка 3) переносим с диаграммы состояния Fe-Fe3C и соединяем линиями.

Рисунок 6 – Диаграмма состояния Fе – Fе3С и кривая охлаждения

чугуна, содержащего 5 % С

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Основная литература

  1. Никифоров В.М. Технология металлов и других конструкционных материалов: – СПб.: Политехника, 2003. -382с.

  2. Стуканов В.А. Материаловедение: учебное пособие- М.: ИД «ФОРУМ2: ИНФРА-М, 2008.-368 с.

Дополнительная литература

1 Фетисов Г.П., Карпман М. Г., Матюшин В.М.. Материаловедение и технология металлов – М.: Высш. шк., 2001.- 638с.

2 Под редакцией Воронина Н.Н. Материаловедение и технология конструкционных материалов для железнодорожной техники – М.: Маршрут, 2004.- 456с.

Рецензия

на методические рекомендации по дисциплине ОП.05 Материаловедение преподавателя Цветковой О.Л.

на тему «Диаграмма состояния сплавов Fe-Fe3

Данная методическая разработка предназначена для студентов очного и заочного обучения всех специальностей, изучающих учебную дисциплину ОП.05 Материаловедение.

Разработка содержит методические рекомендации по изучению крупного раздела металловедения, изучающего металлы и сплавы, и включает:

  • Пояснительную записку;

  • сплавы железа с углеродом;

  • примеры практического применения диаграммы Fe-Fe3C

список литературы.
В пояснительной записке отражено назначение методических рекомендаций.

В разделе «Сплавы железа с углеродом» раскрывается очень подробно, доходчиво, понятно одна из самых трудных базовых тем материаловедения для студентов как дневного, так и заочного отделений.

В разделе «Примеры практического применения диаграммы Fe-Fe3C» подробно рассмотрены пять частных примеров описания кристаллизации сплавов с различным содержанием углерода и построены кривые кристаллизации этих сплавов, что окажет большую помощь студентам дневного и, особенно, заочного отделения, в написании контрольной работы №1 по дисциплине, и в дальнейшем использовании полученных знаний при изучении специальных дисциплин.

Считаю, что автору необходимо продолжить работу в этом направлении и разработать и другие темы или разделы в соответствии с программой по данной дисциплине.

Преподаватель

Цветков Л.П.

Материаловедение реферат – Docsity

ЗАДАНИЕ 2 Вычертите диаграмму изотермического превращения аустенита для стали У8. Нанесите на нее кривую режима изотермической обработки, обеспечивающей получение твердости 200 HB. Укажите, как этот режим называется и какая структура получается в этом случае. Изотермической обработкой, достаточной для получения твердости НВ = 200 для стали У8, является изотермический отжиг (рисунок 3). Структура после отжига – крупнопластинчатый перлит. При изотермическом отжиге сталь У8 нагревают до температуры на 30-50°С выше точки Ас1 (Ас1 = 730°С) и после выдержки охлаждают до температуры 650-680°С. Структура после отжига – крупнопластинчатый перлит. Перлитное превращение переохлажденного аустенита протекает при температурах Ar1 = 500ºC. В процессе превращения происходит полиморфное -превращение и диффузионное перераспределение углерода в аустените, что приводит к образованию ферритно-цементитной структуры: А Ф + Fe3C = Перлит. Рисунок 3 – Диаграмма изотермического превращения аустенита стали У8 Аустенит, практически однородный по концентрации углерода, распадается с образованием феррита и цементита, содержащего 6,67%С, т.е. состоит из двух фаз, имеющих различную концентрацию углерода. Ведущей, в первую очередь возникающей фазой при этом является карбид (цементит). Его зародыши, как правило, образуются на границах зерен аустенита. В результате роста частиц этого карбида прилегающий к нему объем аустенита обедняется углеродом, снижает свою устойчивость и испытывает полиморфное -превращение. При этом кристаллики феррита зарождаются на границе с цементитом, который облегчает этот процесс. Последующий рост ферритных пластинок ведет к обогащению окружающего аустенита углеродом, что затрудняет дальнейшее развитие -превращения. В обогащенном таким образом углеродом аустените зарождаются новые и растут ранее возникшие пластинки цементита. Вследствие этих процессов образования и роста частиц карбидов вновь создаются условия для возникновения новых и роста имеющихся кристалликов (пластинок) феррита. В результате происходит колониальный (совместный) рост кристалликов феррита и цементита, образующих перлитную колонию. ЗАДАНИЕ 3 С помощью диаграммы состояния железо-цементит определите температуру нормализации, отжига и закалки для стали У12. Охарактеризуйте эти виды термической обработки и опишите структуру и свойства стали после каждого режима термообработки. Для заэвтектоидных сталей полный отжиг с нагревом выше Аст (линия ES на диаграмме) вообще не используют, так как при медленном охлаждении после такого нагрева образуется грубая сетка вторичного цементита, ухудшающая механические свойства. К заэвтектоидным углеродистым сталям широко применяют отжиг с нагревом до 740-780°С (для стали У12 до 750-770°С) и последующим медленным охлаждением. После такого нагрева в аустените остается большое число нерастворившихся включений цементита, которые служат центрами кристаллизации во время распада аустенита при охлаждении. В результате образуется структура зернистого перлита (сферодита), почему этот отжиг и называют сфероидизирующим. Мелкие частицы цементита при температуре отжига в интервале А1–Аст получаются в результате деления цементитных пластин. Сталь со структурой зернистого перлита обладает наименьшей твердостью, легче обрабатывается резанием. Кроме того, зернистый перлит является оптимальной исходной структурой перед закалкой. При исходной структуре зернистого перлита меньше склонность к росту аустенитного зерна, шире допустимый интервал закалочных температур, меньше склонность к растрескиванию при закалке, выше прочность и вязкость закаленной стали (мелкие глобули равномерно распределены в мартенсите закаленной заэвтектоидной стали. При комнатной температуре сталь У12 имеет структуру цементита и перлита. До температуры Аc1 сохраняется исходная структура. При температуре Аc1 происходит превращение перлита в аустенит с содержанием углерода 0,8%. При нагреве выше точки Ас1 происходит растворение цементита в аустените (в соответствии с линией SE). Увеличение температуры выше точки Асm вызывает рост зерна аустенита. Критические точки для стали У12: Аc1 = 730°С; Аcm = 820°С. Для закалки заэвтектоидные стали нагревают на 50-70°С выше точки Ас1. Таким образом, температура нагрева под закалку составляет 780-800°С. При этих температурах в стали наряду с аустенитом имеется цементит. Поэтому после закалки в структуре заэвтектоидных сталей будет мартенсит с цементитом и небольшое количество остаточного аустенита. Охлаждающая среда при закалке – индустриальное масло. Твердость поверхности после закалки 62-64 HRC. Для снятия напряжений и стабилизации структуры после закалки изделия подвергают низкому отпуску. Нормализация заключается в заэвтектоидной стали до температуры выше точки А сm также на 40-50°С, в непродолжительной выдержке для прогрева садки и завершения фазовых превращений и охлаждении на воздухе. Температура нормализации стали У12 составляет 830-850°С. Цель нормализации заэвтектоидной стали – устранение цементитной сетки. Ускоренное охлаждение на воздухе приводит к распаду аустенита при более низких температурах, что повышает дисперсность ферритно-цементитной структуры и увеличивает количество перлита или, точнее, сорбита или троостита. Это повышает прочность и твердость нормализованной высокоуглеродистой стали по сравнению с отожженной. ЗАДАНИЕ 1 Вычертите диаграмму состояния железо – карбид железа, укажите структурные составляющие во всех областях диаграммы, опишите превращения и постройте кривую охлаждения (с применением правила фаз) для сплава, содержащего 0,5% С. Какова структура этого сплава при комнатной температуре и как такой сплав называется? Первичная кристаллизация сплавов системы железо-углерод начинается по достижении температур, соответствующих линии ABCD (линии ликвидус), и заканчивается при температурах, образующих линию AHJECF(линию солидус). При кристаллизации сплавов по линии АВ из жидкого раствора выделяются кристаллы твердого раствора углерода в α-железе (δ-раствор). Процесс кристаллизации сплавов с содержанием углерода до 0,1% заканчивается по линии АН с образованием α (δ)-твердого раствора. На линии HJB протекает перитектическое превращение, в результате которого образуется твердый раствор углерода в γ-железе, т. е. аустенит. Процесс первичной кристаллизации сталей заканчивается по линии AHJE. При температурах, соответствующих линии ВС, из жидкого раствора кристаллизуется аустенит. В сплавах, содержащих от 4,3% до 6,67% углерода, при температурах, соответствующих линии CD, начинают выделяться кристаллы цементита первичного. Цементит, кристаллизующийся из жидкой фазы, называется первичным. B точке С при температуре 1147°С и концентрации углерода в жидком растворе 4,3% образуется

Контрольная работа по “Материаловедению” – Контрольная работа

ВОПРОС 3

Вычертить диаграмму состояния Fe-Fe3C, указать фазы и дать их краткую характеристику, описать превращения и построить кривую охлаждения в интервале температур от 1600 до 0°С (с применением правила фаз) для сплава, содержащего 0,4% углерода. Рассчитать количественное соотношение структурных составляющих при комнатной температуре.

Диаграмма состояния железо-углерод (цементит) Fe – F3C – это графическое отображение фазового состава и структуры сплавов в зависимости от концентрации углерода и температуры (рис.1)

Диаграмма состояния железо-цементит объединяет 6 структурных составляющих, включая в себя 4 фазы (жидкость, феррит, аустенит, цементит) и 2 механические смеси (перлит и ледебурит).

Феррит (Ф) представляет собой твердый раствор углерода в α-железе. Это самая мягкая и пластичная структурная составляющая.

[pic 1]

Рис. 1. диаграмма железо-цементит и кривая охлаждения для сплава, содержащего 0,4% углерода

Аустенит (А) представляет собой твердый раствор углерода в γ-железе. Существует при температуре выше 727 °С. Предельное содержание углерода (точка Е) – 2,14 %.

Цементит (Ц) – карбид железа – химическое соединение Fe3C 

Перлит (П) представляет собой механическую смесь феррита и цементита, содержащую в среднем 0,81 % С. Благодаря наличию цементита, он более прочен и тверд, чем феррит и аустенит.

Ледебурит (Л) является механической смесью феррита и цементита, содержащей в среднем 4,3 % С. Благодаря большей доле цементита он более тверд и хрупок, чем перлит.

Линией ликвидус является линия ABCD, линией солидус — линия AHJECF.

Точка S — эвтектоидная.

Линия PSK (t—727°C) —линия перлитных превращений.  

Заданный сплав содержит 0,4% С является доэвтектоидной сталью.

При медленном охлаждении данного сплава до точки 1 на диаграмме сплава находится в жидком состоянии. С=2

Кристаллизация сплава концентрации  0,4% С при медленном охлаждении начинается с перитектической реакции: Фδо1 +Ж0.51 Ао,16+Ж0,51, на кривой охлаждения образуется площадка[pic 2]

В процессе перитектической реакции весь Фδ, образовавшийся в интервале температур t1 — t2, растворяется в жидкости с образованием аустенита (0,16% С).

Кристаллизация сплава с содержанием 0,4%С  полностью не заканчивается.

При дальнейшем охлаждении из жидкости выделяется аустенит. Ниже линии солидус сплав состоит из зерен аустенита.С=2.

Конечным продуктом первичной кристаллизации сталей является аустенит.

После окончания первичной кристаллизации аустенит охлаждается без каких-либо изменений. Углерод в сплавах понижает температуру полиморфного превращения γ→α.

Вторичная кристаллизация сплава с содержанием 0,4%С начнется на линии GS в точке 4 и будет развиваться далее с понижением температуры до точки 5, где в сплаве появляется феррит.

Аустенит Мартенсит Бейнит Перлитные и ферритовые структуры

Аустенит и феррит

Аустенит первоначально использовался для описания железоуглеродистого сплава, в котором железо находилось в гранецентрированной кубической (гамма-железной) форме. В настоящее время этот термин используется для обозначения всех сплавов железа на основе гамма-железа. Аустенит в железоуглеродистых сплавах обычно проявляется только при температуре выше 723°С и ниже 1500°С, в зависимости от содержания углерода. Однако его можно поддерживать при комнатной температуре за счет добавок в сплав, таких как никель или марганец.Точно так же феррит был термином, первоначально использовавшимся для железоуглеродистых сплавов, в которых железо имело объемно-центрированную кубическую (альфа- или дельта-железо) морфологию, но теперь используется для обозначения компонента в сплавах железа, который содержит железо в форма альфа- или дельта-железа. Альфа-феррит образуется при медленном охлаждении аустенита с сопутствующим отторжением углерода путем диффузии. Это может начаться в диапазоне температур от 900°C до 723°C, а альфа-феррит проявляется до комнатной температуры. Дельта-феррит представляет собой высокотемпературную форму железа, образующуюся при охлаждении низких концентраций углерода в железоуглеродистых сплавах из жидкого состояния перед превращением в аустенит.В высоколегированных сталях дельта-феррит может сохраняться до комнатной температуры.

Когда сплавы железа с углеродом превращаются из аустенита при охлаждении, обычно превышается предел растворимости углерода в феррите. В условиях медленного охлаждения образуются карбиды, а при более высоких скоростях охлаждения углерод может быть захвачен твердым раствором.

 

Нажмите здесь , чтобы посмотреть наши последние технические подкасты на YouTube .

 

Перлит

Перлит обычно образуется при медленном охлаждении сплавов железа и может начинаться при температуре от 1150°С до 723°С, в зависимости от состава сплава.Обычно это пластинчатая (чередующаяся пластина) комбинация феррита и цементита (Fe 3 C). Образуется при эвтектоидном распаде аустенита при охлаждении за счет диффузии атомов С, когда феррит и цементит растут смежно, С выделяется в виде Fe 3 С между рейками феррита на продвигающейся границе, оставляя параллельные рейки Fe и Fe 3 C, который является перлитом.

Мартенсит

Мартенсит образуется в сталях, когда скорость охлаждения из аустенита достаточно высока.Это очень твердый компонент из-за углерода, который находится в твердом растворе. В отличие от распада на феррит и перлит, превращение в мартенсит не связано с диффузией атомов, а скорее происходит в результате внезапного бездиффузионного процесса сдвига. Этот термин не ограничивается сталями, но может применяться к любому компоненту, образованному в процессе сдвига, который не включает диффузию атомов или изменение состава. Мартенситное превращение обычно происходит в диапазоне температур, который можно точно определить для данной стали.Превращение начинается при начальной температуре мартенсита (M s ) и продолжается при дальнейшем охлаждении до достижения конечной температуры мартенсита (M f ). M s может возникать в широком диапазоне, от 500°C до температуры ниже комнатной, в зависимости от прокаливаемости стали. Диапазон от M s до M f обычно составляет порядка 150°C. Было предложено много формул для прогнозирования начальной температуры мартенсита. Большинство основано на составе стали, и некоторые из них перечислены в следующей таблице:

Имя автора предложения Формула
Savage (1942) M s (°C) = 500 – 300C – 35Mn – 20Cr – 15Ni – 10Si – 10Mo
Грейндж и Стюард (1946) M s (°C) = 538 – 341C – 39Mn – 39Cr – 19Ni – 28Mo
Стивен и Хейнс (1956) M s (°C) = 561 – 474C – 33Mn – 17Cr – 17Ni – 21Mo
Эндрюс I (1965) М с (°С) = 539 – 423С – 30.4Mn – 12.1Cr – 17.7Ni – 7.5Mo
Эндрюс II (1965) M s (°C) = 512 – 453C +217C2 – 16,9Ni +15Cr – 9,5Mo – 71,5CMn – 67,7CCr
Берес и Берес (1993) Для 0,03<С<0,35,

M с (°C) = 454 – 210C + 4,2/C – XNi -YMn – ZCr(экв.) – 21Cu

Где X, Y, Z — факторы, изменяющиеся в зависимости от соответствующего элементного состава

Cr(экв.) = Cr + Mo + 1,5Si + W + V + Al

Берес и Берес [1] заявили, что их формулы были в пределах 40°C от фактического M s во всех исследованных случаях, тогда как другие формулы имели более широкие полосы рассеяния.Совсем недавно модели M s были разработаны с использованием нейронных сетей, обученных на экспериментальных данных и с использованием дополнительных данных для проверки и тестирования модели, можно определить разумное приближение M s . Такие модели доступны в Интернете [2] и могут использоваться с композиционной информацией. Нейронные сети, основанные на взаимосвязи между химическим составом, температурой превращения и кинетикой при непрерывном охлаждении, позволяют рассчитать диаграмму CCT для стали.Они также учитывают влияние легирующих элементов на кривые фазового превращения, а также на результирующую твердость. Также возможно количественно предсказать микроструктуру стали, т.е. процентное содержание феррита, перлита и бейнита и т. д. [3]

Модели, сочетающие кинетику мартенситного превращения с механикой, также применимы с учетом развития микроструктуры. Конечно-элементный анализ позволяет оценивать локальные поля напряжений и деформаций, а также контролировать кинетику мартенситного превращения и развивать понимание критических параметров, таких как влияние размера аустенитного зерна на результирующую мартенситную микроструктуру. [4]

Экспериментальные исследования на месте, основанные на синхротронном излучении, также могут дать ценные данные для поддержки компьютерных моделей, поскольку изучение таких бездиффузионных фазовых превращений в режиме реального времени будет иметь решающее значение для расширения понимания развития микроструктуры и связанных с ними взаимосвязей структура-свойство. [5]

Бейнит

Бейнит образуется при более низких скоростях охлаждения, чем при образовании мартенсита, и быстрее, чем при образовании феррита и перлита.Есть две формы бейнита, известные как верхний и нижний бейнит.

Верхний бейнит обычно образуется при температуре от 550 до 400°C. Существует несколько предложенных механизмов образования, основанных на содержании углерода и температуре превращения стали, что приводит к несколько разным морфологиям. Низкоуглеродистые стали имеют тонкие бейнитные пластины, зародыши которых возникают в результате сдвигового механизма на границах аустенитных зерен. Растворимость углерода в бейнитном феррите значительно ниже, чем в аустените, поэтому углерод выбрасывается в аустенит, окружающий рейки бейнитного феррита.Когда концентрация углерода в аустените достаточно высока, цементит зарождается в виде дискретных частиц или прерывистых стрингеров на границах раздела феррит/аустенит. По мере увеличения содержания углерода цементитные нити становятся более сплошными, а при высоком содержании углерода бейнитные ферритовые пластины становятся более тонкими, а цементитные стрингеры более многочисленными и непрерывными. Структура может больше напоминать перлит и называется «перистым» бейнитом.

Нижний бейнит обычно образуется при температуре от 400 до 250°C, хотя точная температура перехода между верхним и нижним бейнитом зависит от содержания углерода в стали.Превращение зарождается, как и верхний бейнит, за счет частичного сдвига. Более низкая температура этого превращения не позволяет так легко протекать диффузии углерода, поэтому карбиды железа образуются примерно под углом 50—60° к продольной оси основной рейки, соприкасаясь с бейнитным ферритом. При низком содержании углерода карбид может выделяться в виде дискретных частиц, следуя по пути границы раздела феррит/аустенит. Однако общий механизм образования нижнего бейнита в основном не зависит от содержания углерода.Внешний вид нижнего бейнита сильно напоминает мартенсит, но нижний бейнит образуется в результате сочетания процессов сдвига и диффузии, а не только сдвига.

Ссылки

  1. Берес Л. и Берес З.: «Neue Beziehung zur Bestimmung der Martensitbildungstemperatur der Stahle», Schweisstechnik (Вена), 47 (12), декабрь 1993 г., стр. 186-188
  2. Sourmail T и Garcia-Mateo C: «Модель для прогнозирования температур сталей M s » Computational Materials Science Volume 34, Issue 2, September 2005.стр. 213-218.
  3. Л. А. Добржански и Дж. Трзаска: «Применение нейронных сетей для прогнозирования диаграмм CCT», Журнал технологий обработки материалов, Vol. 157-158, 2004, стр. 107-113.
  4. G Reisner, EA Werner и FD Fischer: «Микромеханическое моделирование мартенситного превращения в случайных микроструктурах», Int. Журнал твердых тел и конструкций, Vol. 35, выпуск 19, 1998, стр. 2457-2473.
  5. Р. Г. Тиссен и др.: «Моделирование фазового поля и синхротронная проверка фазовых превращений в мартенситной двухфазной стали», Acta Materialia, Vol.55, выпуск 2, 2007 г., стр. 601-614.

Аустенит – обзор | ScienceDirect Topics

7.3.2 Влияние скорости охлаждения

Аустенитные превращения при охлаждении из межкритического диапазона температур контролируют все основные характеристики стали DP, такие как объемные доли мартенсита и нового феррита, конечное содержание углерода в мартенсите и, следовательно, расширение. мартенсита при превращении и, следовательно, остаточных напряжений и плотности дислокаций в феррите.Скорость охлаждения также определяет содержание междоузлий в феррите, наличие остаточного аустенита и возможное количество бейнита.

Обогащение аустенита углеродом при нагреве в двухфазную область существенно повышает устойчивость аустенита по сравнению с аустенитом той же стали, охлажденной от температуры выше A c3 . Это чрезвычайно важный аспект межкритической термической обработки, позволяющий аустениту низкоуглеродистой стали претерпевать превращения, наиболее характерные для средне- и высокоуглеродистых конструкционных сталей.Важная особенность превращений при охлаждении феррито-аустенитной смеси обусловлена ​​также облегченным образованием феррита или его эпитаксиальным ростом на уже существующей границе феррита без стадии зародышеобразования [92]. Это способствует дальнейшему обогащению оставшейся части аустенита углеродом. В результате охлаждение аустенитной фазы из диапазона температур α+γ может существенно задержать перлитное превращение по сравнению с охлаждением полностью аустенитизированной стали того же состава.

На рис. 7.14 представлена ​​суперпозиция двух диаграмм CCT (превращение в непрерывном охлаждении) для стали 0,14C–1,2Mn–0,5Si–0,5Cr–0,003B, полученных при охлаждении из γ-области и из межкритического интервала температур.

Рисунок 7.14. Диаграммы КТР стали с 0,14C-1,0Mn-0,5Cr-0,003B, охлажденной из области α+γ (сплошные линии) и после полной аустенизации (штриховые линии).

Очевидно, что обогащение аустенита углеродом при межкритическом нагреве приводит к значительному сдвигу перлитного превращения в сторону более низких температур и более медленных скоростей охлаждения, подавлению бейнитной области и, как следствие, снижению температуры M S .Напротив, начальная температура образования феррита увеличивается.

Другое сравнение диаграмм КТР для стали 0,06C–1,8Mn после полной и неполной аустенизации показано на рис. 7.15. Как видно, состав стали может изменить скорость образования нового феррита, но обогащение аустенита углеродом смещает бейнитное превращение в сторону более низких температур и более медленных скоростей охлаждения и приводит к небольшому снижению температуры M S .

Рисунок 7.15. CCT диаграммы 0.Сталь 06С-1,8Mn охлаждается из полностью аустенитной области (А) и из межкритической области (Б) [132].

Как показано выше, при охлаждении из области α+γ стабильность γ-фазы в двухфазной смеси выше, чем при охлаждении 100% аустенита той же стали. В то же время эта стабильность оказалась существенно ниже по сопротивлению ферритообразованию, чем у аустенита с тем же содержанием углерода в полностью аустенитизированной стали (рис. 7.16). Доминирующую роль следует отводить ранее существовавшим интерфейсам аустенита и феррита, которые значительно облегчают образование феррита.

Рисунок 7.16. Сравнение диаграмм CCT 20 % аустенита стали 0,06C-Cr-Mn-Si, охлажденной от 780°C (сплошные линии), и полностью аустенизированных сталей Mn-Cr-Si с 0,30 % C.

Как показано на рис. 7.17 начальное повышение температуры отжига приводит к более высокому значению M S за счет уменьшения содержания углерода в большем объеме аустенита. Однако при дальнейшем увеличении доли аустенита и снижении содержания в нем углерода прокаливаемость γ-фазы может стать недостаточной для полного превращения в мартенсит при заданной скорости охлаждения.Его распад с образованием «нового» феррита приводит к постепенному увеличению содержания углерода в оставшейся части аустенита и последующему снижению температуры M S .

Рисунок 7.17. Влияние температуры отжига в двухфазной области на долю аустенита, содержание в нем углерода и температуру М S при скорости охлаждения 30°С с -1 , сталь 0,06С-Mn-Cr-B, выдержка 10 мин при каждой температуре.

Влияние температуры нагрева в межкритическом диапазоне и критической скорости охлаждения взаимосвязано при обработке сталей DP.Для данного состава стали чем ниже температура нагрева в области (α+γ), тем выше C γ (содержание углерода в аустените) и тем ниже скорость охлаждения, необходимая для мартенситного превращения аустенитной фазы.

При высокой скорости охлаждения DP-стали могут производиться с меньшим содержанием углерода и/или с существенно сниженным содержанием легирующих элементов [93]. Однако при быстрой закалке количество образующегося аустенита и, следовательно, соответствующего мартенсита, а также свойства сталей DP очень чувствительны к температуре нагрева.Напротив, при относительно медленных скоростях охлаждения (2–30 °С с 90 105 -1 90 106 ) может происходить образование «нового» феррита. Новый феррит играет критическую «регулировочную» роль: его количество растет с увеличением объема аустенита, который поэтому имеет меньшее содержание углерода и прокаливаемость, и наоборот [94]. Такой самоконтроль конечной микроструктуры ДП при относительно медленном охлаждении наблюдали несколько исследователей [18,46,95]. Следовательно, при заданной медленной скорости охлаждения стали DP можно получать с примерно постоянным количеством мартенсита (и, следовательно, с одинаковой прочностью) в достаточно широком диапазоне температур нагрева 40–80°C.Как показано на рис. 7.18, этот регулирующий эффект «нового феррита» зависит от химического состава стали и примененной скорости охлаждения.

Рисунок 7.18. Влияние температуры отжига на количество образующейся γ-фазы и долю мартенсита в зависимости от скорости охлаждения: (А) сталь 0,08C-1,35Mn-0,35Si-0,08 V, скорость охлаждения 30°C с -1 ; (Б) сталь 0,065C-1,21Mn-0,6Si-0,003B, скорость охлаждения 10°C с -1 ; (C) Сталь 0,065C-1,2Mn-0,2Cr-0,1Mo, скорость охлаждения 10°C с -1 .

Уменьшение скорости охлаждения снижает концентрации растворенного углерода C f и азота N f в феррите за счет разделения междоузлий от феррита к оставшемуся аустениту и за счет выделения мелких частиц цементита и нитрида.Более низкая концентрация междоузлий в феррите повышает его пластичность.

При медленном охлаждении конечная часть остаточного аустенита обогащается углеродом за счет его выделения из феррита в γ-фазу. Это вызывает снижение температуры мартенситного превращения (M S ). Некоторое количество остаточного аустенита может быть связано с повышенной стабильностью конечной части γ-фазы при более медленном охлаждении [26,96].

Аустенит – обзор | ScienceDirect Topics

Физические и химические свойства сплавов NiTi

При разработке эквиатомного сплава нитинола (55% [по массе] никеля и 45% [по массе] титана) был отмечен эффект памяти формы; это было связано с особыми термодинамическими свойствами нового сплава. 75 Сплав вызвал интерес в стоматологических исследованиях из-за его свойства «восстанавливать форму» после воздействия критических температур. 100 Некоторые исследователи предполагали производство незатупляемых вращающихся инструментов из сплава под названием 60-нитинол. Однако оказалось, что никель-титановая проволока с трудом сгибается в фиксаторы зажима. 100

Впоследствии исследователи подумали, что сверхэластичные свойства 55-нитинола могут оказаться полезными в эндодонтии, и были протестированы инструменты, изготовленные из 55-нитинола из первых рук ( Рис.9-33 ). 445 Это исследование показало, что никель-титановые инструменты размера №15 в два-три раза более гибкие, чем инструменты из нержавеющей стали. Никель-титановые инструменты показали превосходную устойчивость к угловому отклонению; они ломались после полных оборотов (900 градусов) по сравнению с 540 градусами для инструментов из нержавеющей стали (см. рис. 9-33, C ).

Кроме того, при изгибе инструмента до 90 градусов почти не фиксировалась пластическая деформация режущих канавок, 445 , а усилия, необходимые для изгиба эндодонтических файлов до 45 градусов, были снижены на 50% с NiTi. 370 В последнем исследовании авторы предположили, что нагревание, вероятно, во время циклов стерилизации, может даже восстановить молекулярную структуру использованных никель-титановых файлов, что приведет к повышению устойчивости к разрушению.

Особые свойства NiTi можно объяснить особыми кристаллическими структурами аустенитной и мартенситной фаз сплава. 413 Нагрев металла выше 212° F (100° C) может привести к фазовому переходу, а свойство памяти формы заставляет инструмент вернуться к прежней форме.Аналогичным образом, линейные деформирующие силы преобразуются в ступенчатый переход от аустенитной к мартенситной решетке, и такое поведение приводит к восстанавливаемой упругой реакции до 7% (см. рис. 9-33, A ).

Однако графики, подобные показанным на рис. 9-33, B , получаются, когда более крупные никель-титановые инструменты подвергаются угловому отклонению до отказа. Такие графики показывают разные результаты для инструментов из нержавеющей стали, которые дают относительно крутую кривую напряжения-деформации с коэффициентом менее 1.3% восстанавливаемая деформация. 413 Как указывалось ранее, сверхэластичное поведение NiTi также определяет производство NiTi-инструментов, которые обычно фрезеруются.

Подобно фазовым превращениям, вызванным деформацией, нагрев и охлаждение NiTi также могут приводить к конформационным изменениям. 179 , 265 Термические условия при производстве необработанной проволоки можно использовать для изменения ее свойств, прежде всего ее гибкости.

Недавно такой термический процесс был использован для скручивания необработанного NiTi материала в форму вращающегося инструмента без площадки (Twisted File, SybronEndo).Считается, что этот процесс лучше сохраняет зернистую структуру материала и не оставляет следов фрезерования или других неровностей поверхности.

Как правило, никель-титановые инструменты могут иметь характерные дефекты, такие как следы фрезерования, металлические заусенцы или опрокидывание. 125,370,426,445 Некоторые исследователи предположили, что трещины в инструментах NiTi возникают из-за таких дефектов поверхности. 16 , 237

Неровности поверхности также могут обеспечивать доступ к коррозионным веществам, в первую очередь к гипохлориту натрия (NaOCl).Некоторые исследования показали, что хлоридная коррозия может привести к микропиттингу 344 и, возможно, к последующему разрушению никель-титановых инструментов. 174 Не только погружение в различные дезинфицирующие растворы на длительное время (например, на ночь) вызывало коррозию никель-титановых инструментов и последующее снижение сопротивления кручению, 284 , 394 , но и ProTaper, 51 RaCe и ProFile 901 309 инструменты, также кратковременное погружение.Однако другие авторы не обнаружили влияния коррозии на инструменты K3 35 или ProFile 257 . Регулярные процедуры очистки и стерилизации, похоже, не влияют на вращающиеся никель-титановые инструменты. 231,266,406 В одном исследовании при погружении инструментов NiTi LightSpeed ​​в 1% и 5% NaOCl на 30–60 минут произошла лишь ограниченная потеря материала. 78 Коррозия NiTi-инструментов, используемых в клинических условиях, может незначительно способствовать разрушению, за исключением случаев, когда инструменты погружаются в нагретый NaOCl более чем на 60 минут.Хотя процедуры стерилизации сами по себе не влияют на целостность NiTi, 184 266 326 377 442 489 продолжаются дискуссии о влиянии других аспектов клинического использования на механические свойства NiTi роторов. Скорее всего, клиническое использование приводит к некоторым изменениям в сплаве, потенциально деформационному упрочнению, 15 в зависимости от величины скручивающей нагрузки, которой подвергался инструмент.

За последние 4 года несколько производителей начали использовать электрополировку — процесс, удаляющий неровности поверхности, такие как заусенцы и заусенцы.Считается, что он улучшает свойства материала, особенно сопротивление усталости и коррозии; однако доказательства обоих этих утверждений неоднозначны. В одном исследовании 24 было обнаружено увеличение усталостной долговечности электрополированных инструментов, в других не было обнаружено повышения сопротивления усталости электрополированных инструментов. 76,94,182 Другие исследователи 59 предположили изменение поведения при резании с увеличением скручивающей нагрузки после электрополировки. Коррозионная стойкость электрополированных никель-титановых роторов также вызывает споры.В одном исследовании 62 была обнаружена превосходная коррозионная стойкость электрополированных инструментов RaCe, тогда как в другом исследовании 309 была обнаружена аналогичная коррозионная чувствительность инструментов RaCe и инструментов ProFile без электрополировки. Недавний обзор 374 указывает на трудности в оценке свойств NiTi с помощью обычных испытаний на коррозию, поскольку они не учитывают деформацию и последующую деформацию поверхности.

Влияние остаточного аустенита на реакцию старения нержавеющей стали марки 17-4 PH, изготовленной аддитивным способом — Penn State

@article{799250fbe8174d41b22c4d6df0a270f3,

title = «Влияние остаточного аустенита на реакцию аддитивного производства 17-4 на старение» нержавеющая сталь»,

реферат = «Изготовленные аддитивным способом дисперсионно-твердеющие (PH) мартенситные марки нержавеющих сталей демонстрируют большие различия в их реакции на термообработку и механических свойствах.Большая часть этой изменчивости может быть связана с выбором распыляющего газа и результирующими изменениями в составе порошка. Различия в составе азота, присутствующего в порошках, распыленных аргоном и азотом, привели к образованию широкого диапазона уровней остаточного аустенита от 0 до 81 об.% и значительным различиям в механических свойствах в осажденных и состаренных нержавеющих сталях марки 17-4 PH. Материал, изготовленный с использованием порошка, распыленного аргоном, содержал мало остаточного аустенита или совсем не содержал его и демонстрировал механические свойства в условиях пикового старения, аналогичные свойствам деформируемых сплавов (предел прочности при растяжении 1359 ± 59 МПа и 10.1 ± 0,8% относительного удлинения до разрыва). С другой стороны, материалы, изготовленные из порошка, распыленного азотом, содержали от 20% до 81% остаточного аустенита, что приводило к прерывистой текучести, вызванной деформационно-индуцированным превращением остаточного аустенита в мартенсит. Даже при наличии этой прерывистой текучести материалы, изготовленные с использованием порошков, распыленных азотом, последовательно демонстрировали прочность на 300 МПа выше в состоянии после осаждения, на 200 МПа выше в условиях пикового старения и на 500 МПа выше в условиях перестаривания, чем материалы. изготовлены с использованием порошков, распыляемых аргоном.При прямом сравнении локальных деформаций и микроструктур в материалах, распыленных азотом, соотношение [011]γ//[001]α в соответствии с процессом превращения Бейна наблюдалось между остаточным аустенитом и преобразованным мартенситом в условиях после осаждения и после старения. “,

автор = “Шаффер, {Д. Дж.} и Уилсон-Хейд, {А. Э.} и Кейст, {Дж. С.} и Биз, {А. М.} и Палмер, {Т. A.}”,

note = “Информация о финансировании: Авторы хотели бы поблагодарить Американское общество сварщиков за частичное финансирование этого проекта, а также Военную исследовательскую лабораторию CCDC через Командование морских систем ВМС (NAVSEA) по контракту №N00024-18-D-6401 для финансовой поддержки. Также выражается благодарность за финансовую поддержку, оказанную Национальным научным фондом в виде награды номер CMMI-1652575. Авторы также выражают благодарность за использование ресурсов Центра инновационной обработки материалов с помощью прямого цифрового осаждения (CIMP-3D) Университета штата Пенсильвания, где изготовлением образцов занимались г-н Скотт Мередит, г-н С.Дж. Дикман и д-р К.С. Мейнерт. Авторские права издателя: {\textcopyright} 2021 Elsevier BV”,

год = “2021”,

месяц = ​​июнь,

день = “10”,

doi = “10.1016/j.msea.2021.141363”,

language = “English (US)”,

volume = “817”,

journal = “Materials Science & Engineering A: Structural Materials: Properties, Microstructure and Processing”,

issn = “0921-5093”,

Publisher = “Elsevier BV”,

}

Аустенит и аустенит: определения

Аустенит представляет собой гранецентрированное кубическое железо. Термин аустенит также применяется к сплавам железа и стали, имеющим структуру FCC (аустенитные стали).Аустенит представляет собой немагнитную аллотропную форму железа. Он назван в честь сэра Уильяма Чендлера Робертса-Остена, английского металлурга, известного своими исследованиями физических свойств металлов.

, также известный как: гамма-фазное железо или γ-Fe или аустенитная сталь.

Пример: Наиболее распространенным типом нержавеющей стали, используемой для оборудования общественного питания, является аустенитная сталь.

Родственные термины

Аустенитизация , что означает нагрев железа или сплава железа, такого как сталь, до температуры, при которой его кристаллическая структура переходит из ферритной в аустенитную.

Двухфазная аустенизация , которая происходит, когда после стадии аустенизации остаются нерастворенные карбиды.

Austempering , который определяется как процесс закалки, используемый для железа, сплавов железа и стали для улучшения ее механических свойств. При аустенитном отпуске металл нагревают до аустенитной фазы, закаливают при температуре 300–375 °C (572–707 °F), а затем отжигают для превращения аустенита в аусферит или бейнит.

Распространенные орфографические ошибки: аустинит

Фазовый переход аустенита

Фазовый переход в аустенит может быть нанесен на карту для железа и стали.Что касается железа, альфа-железо претерпевает фазовый переход от 912 до 1394 ° C (от 1674 до 2541 ° F) от объемно-центрированной кубической кристаллической решетки (ОЦК) к гранецентрированной кубической кристаллической решетке (ГЦК), которая представляет собой аустенит или гамма железо. Как и альфа-фаза, гамма-фаза пластична и мягка. Однако аустенит может растворять на 2% больше углерода, чем альфа-железо. В зависимости от состава сплава и скорости его охлаждения аустенит может переходить в смесь феррита, цементита и иногда перлита.Чрезвычайно высокая скорость охлаждения может вызвать мартенситное превращение в объемно-центрированную тетрагональную решетку, а не в феррит и цементит (обе кубические решетки).

Таким образом, скорость охлаждения железа и стали чрезвычайно важна, поскольку она определяет, сколько образуется феррита, цементита, перлита и мартенсита. Пропорции этих аллотропов определяют твердость, предел прочности при растяжении и другие механические свойства металла.

Кузнецы обычно используют цвет нагретого металла или его излучение черного тела как показатель температуры металла.Переход цвета от вишнево-красного к оранжево-красному соответствует температуре перехода образования аустенита в среднеуглеродистой и высокоуглеродистой стали. Вишневое свечение плохо видно, поэтому кузнецы часто работают в условиях низкой освещенности, чтобы лучше воспринимать цвет свечения металла.

Точка Кюри и железный магнетизм

Превращение аустенита происходит при температуре точки Кюри или близкой к ней для многих магнитных металлов, таких как железо и сталь.Точка Кюри — это температура, при которой материал перестает быть магнитным. Объяснение состоит в том, что структура аустенита приводит к тому, что он ведет себя парамагнитно. Феррит и мартенсит, с другой стороны, представляют собой сильно ферромагнитные решетчатые структуры.

Влияние содержания азота на коррозионное поведение не содержащей никеля аустенитной нержавеющей стали порошковой металлургии

В данном документе порошковая металлургия газо-твердое азотирование использовалась для получения безникелевой аустенитной нержавеющей стали с высоким содержанием азота с более чем 1.0 мас.% N. Изучение микроструктуры и коррозионной стойкости свежеприготовленных образцов показало, что коррозионная потеря массы, размер, количество коррозионных ямок и глубина коррозии уменьшались при увеличении содержания N с 1,19 до 1,37 мас.%. Плотности тока собственной коррозии сплавов определяли по их потенциодинамическим поляризационным кривым. Изменения радиуса емкостной дуги, продемонстрированные кривыми Найквиста, согласуются с выводами анализа иммерсионной коррозии; то есть высокое содержание N приводит к высокой коррозионной стойкости.

1. Введение

Благодаря превосходным комплексным характеристикам аустенитная нержавеющая сталь с высоким содержанием азота (HNNS) находит широкое применение, например, в медицине, судостроении, нефтяной, атомной энергетике и автомобильной промышленности [1] . По сравнению с аустенитной нержавеющей сталью Cr-Ni, HNNS имеет высокое содержание Mn и N и чрезвычайно низкое содержание Ni [2]. SS304 не содержит Mo и подвержен точечной коррозии в среде с Cl. Между тем, SS316 содержит Mo, который увеличивает компактность и прочность сцепления пассивирующей пленки, тем самым эффективно улучшая коррозионную стойкость к ионам Cl.Однако содержание Ni, более дорогого, чем Mn и N, в SS304 (8–10,5 %) ниже, чем в SS316 (10–14 %). Таким образом, стоимость ГННС ниже, чем у Ni-содержащей нержавеющей стали. Кроме того, поскольку азот является аустенитным фазообразующим элементом нержавеющей стали, его добавление может улучшить механические свойства и коррозионную стойкость нержавеющей стали. N также может стабилизировать аустенитную фазу и значительно улучшить механические свойства и коррозионную стойкость нержавеющей стали [3, 4].HNNS позволяет избежать потенциальных проблем, связанных с аллергией на Ni [5–7].

Основными способами получения ГННС являются газовая плавка под высоким давлением N 2 [8–10] и плавка при атмосферном давлении [2, 11]. Однако оба эти метода имеют свои недостатки. Например, при распылении газа высокого давления в методе плавки под высоким давлением в качестве распыляющего газа используется N 2 высокого давления для распыления расплава в порошок [9]. Быстрое затвердевание может гарантировать, что N 2 в расплавленном металле не будет выделяться в процессе закалки.Кроме того, это значительно увеличивает содержание N в стальном порошке и позволяет получать высоко-N-сталь (>1,0 мас. %) [9]; однако это также создает проблемы, такие как опасность высокого давления N 2 [9], высокая стоимость [12], использование сложного оборудования [13] и сложность эксплуатации [14]. Между тем, в методе атмосферной плавки азотирование твердого порошка может быть использовано для завершения азотирования твердого порошка при низких давлениях и температурах [11]. Растворимость N в аустенитной фазе с высоким содержанием Cr значительно выше, чем в жидкой фазе; следовательно, азотирование твердым порошком позволяет избежать дефектов, таких как неравномерное содержание азота и образование пор при обычном литье и производстве стали с высоким содержанием азота.Кроме того, метод плавки при атмосферном давлении имеет преимущества низкой стоимости [8] и низкого риска [15]. Однако этим методом можно получить только выплавленную нержавеющую сталь со средним и низким содержанием азота и низким содержанием азота [16].

Содержание N в нержавеющей стали оказывает упрочняющее действие на твердый раствор, что может ускорить репассивацию поверхности металла и эффективно ингибировать локальную коррозию в среде, содержащей Cl , такой как морская вода [17-20]. Ахила и др. В работе [17] показано, что на границе между металлом и пассивирующей пленкой скапливается значительное количество атомов N.N 2 может эффективно индуцировать восстановление пассивирующей пленки, тем самым препятствуя возникновению точечной коррозии. Стойкость к точечной коррозии HNNS может быть измерена эквивалентными числами стойкости к точечной коррозии (PRENs, PREN = % масс. [Cr] + 3,3% масс. [Mo] + 30% масс. [N]) [18]. Когда в материале высокое содержание азота, его PREN выше, а его стойкость к точечной коррозии выше. В то же время добавка N препятствует зарождению и росту карбидов, богатых хромом, тем самым предотвращая снижение содержания хрома в границах зерен и повышая стойкость нержавеющей стали к межкристаллитной коррозии [21, 22].N может усиливать антикоррозионное действие Cr и Mo, образуя на поверхности стали слой, более устойчивый к локальной коррозии, препятствовать чрезмерной пассивации поверхности стали и замедлять растворение Cr, Mo и других элементов аустенитного состава. нержавеющая сталь [23].

В нескольких исследованиях [24, 25] сообщалось о влиянии содержания азота на коррозионную стойкость нержавеющей стали. Аустенитные нержавеющие стали с содержанием азота 0,14 и 0,19 мас. % были изготовлены с использованием метода плавки под высоким давлением газа N 2 , и они показали скорость коррозии 1.86 × 10 −5 и 1,57 × 10 −5  г мм −2  ч −1 , соответственно, в 6% FeCl 3 (25) Это указывает на то, что низкая скорость коррозии, соответствующая высокому содержанию N, приводит к высокой коррозионной стойкости [24]. Эксперименты по эксфолиативной коррозии были проведены в предыдущем исследовании с использованием метода потока Fe в серной кислоте [25]. Аустенитные нержавеющие стали с содержанием N 0,59 и 0,31 мас.% погружали в 6,8 моль L −1  H 2 SO 4 + 0.1 моль л −1 Fe 2 (SO 4 ) раствор (25°C, 24 ч). После погружения вдоль границы зерен на поверхности аустенитной нержавеющей стали с 0,31 мас.% N появилось несколько коррозионных бороздок. Канавки глубоко ушли в матрицу, в результате чего зерна значительно отслоились от тела матрицы. В тех же условиях с поверхности аустенитной нержавеющей стали с 0,59 мас. % N отслаивалось лишь несколько частиц. Следовательно, N улучшал стойкость нержавеющей стали к расслаивающей коррозии.

Никелирование поверхности нержавеющей стали может улучшить состояние ее поверхности и противостоять проникновению Cl , тем самым повышая ее коррозионную стойкость, расширяя область ее применения и продлевая срок ее службы. Однако по сравнению с обычным никелевым покрытием нержавеющей стали существует несколько ограничений для нанесения никелевого покрытия на HNN для повышения коррозионной стойкости. Поверхность матрицы ВННС склонна к дефектам, таким как включения и дислокации.Эти дефекты изменяют однородность, увеличивают хрупкость пассивирующей пленки и увеличивают поступление ионов Cl через дефекты, тем самым повреждая пассивирующую пленку.

В нескольких исследованиях оценивалось влияние содержания азота выше 1,0 мас.% на коррозионную стойкость аустенитных нержавеющих сталей, не содержащих никель. В данном исследовании газотвердое азотирование и порошковая металлургия применялись для получения ВНС с более высокой плотностью и содержанием N (>1,0 мас.%), чем N аустенитная нержавеющая сталь, полученная плавлением под высоким давлением N 2 .Исследовано влияние разницы в содержании N на микроструктуру и коррозионную стойкость ГННС. Механизм коррозии был проанализирован на основе равномерной и точечной коррозии.

2. Материалы и методы

В этом исследовании использовался порошок нержавеющей стали марки 0Cr17Mn11Mo3N, предоставленный Hunan Hengji Powder Technology Co., Ltd. Его химический состав приведен в табл. 1, а морфология порошка — на рис. 1. (%) Mo (%) Si (%) Fe (%)


0.02 0,26 17,10 10,20 3,50 0,64 Бал.

Порошок нержавеющей стали смешивали со связующим (парафиновым воском) и проводили холодное прессование при 400 МПа. Размер образца составлял 11 мм × 8 мм × 2,8 мм. Азотирование и спекание проводили в печи для спекания низкого давления (SJL-200L, Shanghai Jujing Precision Instrument Manufacturing Co., ООО). Температуру повышали до 600°С при начальном вакуумметрическом давлении менее 0,1 Па. После этого температуру поддерживали на уровне 600°С в течение 1 ч. При постоянной температуре давление газа N 2 было увеличено до 20 кПа. Затем температуру повышали до 1280°С со скоростью 3°С·мин -1 и одновременно повышали давление газа N 2 до 80 кПа. Затем температуру и давление газа N 2 поддерживали в течение 2 ч во время завершения обработки азотированием.После обработки азотированием печь охлаждали до 1100°С. Затем была проведена вакуумная денитрификация при 1100°C, и температура поддерживалась в течение различных периодов времени, чтобы получить стали с различным содержанием азота. Время вакуумной денитрификации составляло 1, 2 и 3 ч при вакуумном давлении менее 0,1 Па. Затем три спеченные стали охлаждали до температуры ниже 100°C внутри печи.

Три спеченные стали прошли обработку твердым раствором в кварцевой трубчатой ​​печи (SG-GS1700, Shanghai Shinbae Industrial Co., Ltd.) при 1200°C в течение 2 часов в атмосфере газа Ar. По истечении времени выдержки кварцевая трубка зажималась, сразу же ломалась и закалялась в воде. С помощью проволочной электроэрозионной машины (TZT27-DK7725, POSITTEC) разрезали вдоль продольного сечения спеченную сталь, чтобы получить образец шириной 1 мм. Все части спеченных сталей после очистки от поверхностного оксидного слоя были подвергнуты порошковой обработке. Содержание азота в спеченных сталях определяли из указанных порошков с помощью анализатора О 2 , Н 2 и Н 2 (ТЧ-600, LECO).Содержание азота в сталях, подвергнутых денитрификационной обработке в течение 1, 2 и 3 часов, составило 1,19, 1,28 и 1,37 мас.% соответственно.

Рентгеновская дифракция (XRD; D8 Advance, Bruker) была использована для определения фазового состава спеченного сплава, денитрифицированного при 1100°C в течение 2 часов, и трех твердорастворных сплавов с различным содержанием N. Образец, использованный для испытания, представлял собой блок с размерами 11 мм × 2,8 мм × 2 мм. Для анализа использовались следующие параметры: длина шага = 0.02°, время задержки = 6 с и угол сканирования = 30–85°. Положение образца и измеряемая площадь перемещались непосредственно под световой барьер.

Образец материала для испытаний был вырезан с помощью электроэрозионной обработки методом проволочной резки. Затем образец шлифовали наждачной бумагой (320#, 600#, 800#, 1000#, 1200#, 2000#) и подвергали металлографической полировке (2,5, 1,5 и 0,5  мкм мкм) до зеркального блеска. и поверхность без царапин была достигнута. В качестве травителя использовали водный раствор FeCl 2 и кислоты HCl (соотношение концентраций: 5 г FeCl 3  + 50 мл HCl + 100 мл H 2 O).В зависимости от состояния образца время коррозии варьировалось от 5 до 60 с. Для наблюдения и анализа корродированных образцов использовали оптический микроскоп (DM2700 M, Leica).

Эксперимент по однородной коррозии был проведен в соответствии со стандартом GB/T 17897–2016 с использованием 100 г аналитического чистого трихлорида железа (FeCl 3 ·6H 2 O), который соответствует требованиям HG/T 3474. FeCl 3 ·6H 2 O растворяли в 900 мл дистиллированной воды и готовили раствор для замачивания 6% FeCl 3 .Образец поэтапно полировали наждачной бумагой 320#-2000#. Перед замачиванием образец очищали ультразвуком дистиллированной водой, ацетоном и безводным спиртом и сушили. Для замачивания использовали 6% раствор FeCl 3 . Отношение площади поверхности образца к объему замачивающего раствора составляло 1 см 90 105 2 90 106 :20 мл, температура замачивания 55 ± 1°С, время замачивания 72 ч. После погружения раствор 50 мл HNO 3 + 100 мл HF + 350 мл H 2 O использовали при 25°C для нагревания образца в течение 10 мин для удаления продуктов коррозии, осевших на его поверхности.Затем продолжали ультразвуковую очистку абсолютным этанолом в течение 10 мин. Затем образец высушивали при 60°С в течение 8 часов. Массу образца до и после погружения взвешивали с помощью аналитических весов (AE124, Sunny Hengping) с точностью отсчета 0,1 мг. Скорость коррозии образца рассчитывали по следующей формуле: где W передняя – масса образца до замачивания (г), W задняя – масса образца после выдержке (г), S — площадь поверхности образца перед выдержкой (мм 2 ), t — время выдержки ( ч ).

Для проведения электрохимического эксперимента использовалась электрохимическая рабочая станция CHI750 (Shanghai Chenhua Instrument Co., Ltd.). Образец для электрохимических испытаний (рабочий электрод) был загерметизирован эпоксидной смолой, чтобы получить открытую площадь 0,25 см 2 . Перед испытанием образец полировали и промывали деионизированной водой. Электрохимический тест проводили с использованием трехэлектродной системы с платиновым электродом в качестве вспомогательного электрода и насыщенным каломельным электродом (НКЭ) в качестве электрода сравнения.Потенциалы, используемые в этом исследовании, относились к электроду сравнения. После замачивания рабочего электрода в течение 3 мин был проведен тест спектроскопии электрохимического импеданса (ЭИС). Раствор для электрохимических испытаний представлял собой раствор NaCl с концентрацией 3,5 мас. %, насыщенный при комнатной температуре. Скорость сканирования поляризационной кривой составляла 0,002 мВ с -1 , а коррозионный потенциал и плотность тока коррозии образца оценивались методом экстраполяции Тафеля. Диапазон частот измерений ЭИС составил 10 5 –10 –2  Гц.Эквивалентная схема в программном обеспечении ZSimpWin была выбрана в соответствии с данными импеданса для получения соответствующего сопротивления переноса заряда и других параметров.

Морфологию коррозии поверхности образца наблюдали и анализировали с помощью сканирующей электронной микроскопии (FEG 250, Quanta). После погружения и коррозии образец шлифовали в соответствии с металлографическим методом пробоподготовки, а глубину коррозии образца непосредственно анализировали с помощью оптического микроскопа.

3.Результаты

На рис. 2 показаны металлографическая структура и рентгенограмма спеченного сплава, денитрифицированного при 1100°C в течение 2 часов. Рисунок 2 (а) показывает, что спеченный сплав был разделен на три слоя от поверхности к центру. Внутренний слой имел одиночные равноосные зерна; средний слой имел структуру зернограничной сети или зернистых выделенных фаз; крайний слой имел несколько пластинчатых структур, похожих на перлитные колонии (феррит/цементит пластинчатый) [26, 27].Пики Cr 2 N и CrN наблюдались на рентгенограмме, показанной на рис. 2(b), что свидетельствует о том, что осадки на рис. 2(a) представляли собой Cr 2 N и CrN [28, 29]. Cr 2 N обычно образуется в нержавеющей стали с высоким содержанием N в результате прерывистой солюбилизации [30]. Поэтому во время процессов азотирования и спекания поверхностный слой спеченного сплава имел относительно высокое содержание N. Сначала Cr 2 N и CrN прерывисто выделялись по границам зерен, разрастались в зерна и выделялись в ячеистой форме, которая затем располагалась в параллельно-пластинчатой ​​форме, покрывающей все зерно.Содержание N в промежуточном слое уменьшалось, и Cr 2 N и CrN прерывисто выделялись в виде коротких стержней на границах зерен. В спеченном теле недостаточное содержание N из-за выделения Cr 2 N. Процессы азотирования и спекания, использованные в этом исследовании, привели к образованию структуры с неоднородным распределением азота. Следовательно, для придания однородности микроструктуре сплава требовалась обработка раствором.

На рис. 3 представлена ​​металлографическая структура и рентгенограмма сплава после обработки на твердый раствор при 1200°C.Содержание азота в трех сплавах, показанных на рис. 3, составляет 1,19, 1,28 и 1,37 мас.%. После обработки на твердый раствор образцы с разным содержанием азота были идентифицированы как аустенитные с относительно прямыми границами зерен. Не наблюдалось различий в размерах их зерен или выделении нитридов на границах их зерен; однако было обнаружено небольшое количество двойников и пор. Образец с 1,19 мас.% N имел наименьшее количество пор (25) и наименьшие поры среди трех образцов (рис. 3(а)).Размеры пор образца с 1,28 мас.% N (рис. 3(b)) были аналогичны размерам пор образца с 1,19 мас.% N; однако у первого больше пор (36). Образец с 1,37 мас.% N (рис. 3(c)) показал более крупные поры и большее количество пор (49), чем у двух других образцов. Эти поры в основном располагались на пересечениях границ зерен. Следовательно, эти результаты показывают, что увеличение содержания N имеет тенденцию к увеличению количества пор. Матрица с большим количеством пор, которые в основном представляют собой открытые отверстия, приводит к плохой коррозионной стойкости матрицы [31].На рис. 3(d) показана рентгенограмма твердорастворного сплава. Когда содержание N было высоким, матрица находилась в аустенитной фазе. Из-за высокого содержания N в матрице существовало небольшое количество Cr 2 N.

Образцы с различным содержанием N погружали в раствор 6% FeCl 3 при 55°C на 72 ч и определяли потерю массы образцов до и после погружения. Закон изменения скорости коррозии представлен в табл. 2. После обработки на раствор при 1200°С скорость коррозии матрицы уменьшалась с увеличением содержания N.

9005
868
Температура (° C) -N Содержание (WT.%) Скорость коррозии (G · мм -2 · H -1 )
1200-1.19 1,74 × 10

5 -5

6

1200-1.28 1200-1.28 1,43 × 10

5 -5

6

1200-1.37 1,11 × 10

5 -5


На рис. 4 показана морфология поверхности обработанных раствором сплавов после их погружения в 6% раствор FeCl 3 при 55°C в течение 72 часов.В одной и той же агрессивной среде на поверхности всех трех образцов ГННС произошла точечная коррозия. Из-за высокой температуры погружения коррозионные язвы на поверхности подложки были небольшими и сферическими, по форме напоминающими рыбью чешую. Ямки в виде рыбьей чешуи, образовавшиеся на поверхности образца ВСНП с 1,19 мас.% N (рис. 4(а)) были крупнее и глубже, чем образовавшиеся на поверхности двух других образцов ВСНП. При повышении содержания N с 1,19 до 1,28 мас.% (рис. 4(б)), размер и глубина ямок на корродированной поверхности уменьшились. При дальнейшем увеличении содержания N до 1,37 мас.% (рис. 4(в)), поверхность коррозии стала гладкой, а размер и глубина ямок на корродированной поверхности уменьшились. Размер и глубина коррозионных ямок подложки могут характеризовать ее коррозионную стойкость. При той же температуре твердого раствора увеличение содержания N в подложке уменьшало диаметр ямок, образующихся на поверхности ГННС после коррозии; таким образом, коррозионная поверхность больше не имела ямок в виде рыбьей чешуи.Другими словами, сопротивление матрицы улучшалось с увеличением содержания N.

На рис. 5 показана глубина коррозии обработанного раствором сплава, погруженного в 6% раствор FeCl 3 при 55°C в течение 72 часов. Обработанные на твердый раствор сплавы с содержанием N 1,19, 1,28 и 1,37 мас. % показали глубину иммерсионной коррозии 178,29, 145,39 и 118,01  мк м соответственно. По мере увеличения содержания N глубина коррозии уменьшалась, а коррозионная стойкость HNN улучшалась, что согласуется с результатами потери веса при погружении, обобщенными в таблице 2.

На рис. 6 представлена ​​потенциодинамическая поляризационная кривая ГННС в 3,5% растворе NaCl. Соответствующие электрохимические параметры приведены в табл. 3. На рис. 6 показано наличие зоны пассивации на поляризационной кривой, диапазон которой зависит от содержания N. При увеличении содержания N с 1,19 до 1,37 мас. % зона пассивации ГННС расширялась, поляризационная кривая постепенно смещалась вверх, коррозионный потенциал возрастал. Как показано в Таблице 3, по мере увеличения содержания N от 1.19 до 1,37 мас.% плотность тока коррозии ГННС в 3,5% растворе NaCl уменьшилась с 5,96 × 10 -7 до 3,14 × 10 -7 А см -2 , а коррозионный потенциал увеличился с -0,469 до -0,377  В. Таким образом, с увеличением содержания N плотность тока коррозии ГННС снижалась, а коррозионный потенциал возрастал.


6
5655
Температура (° C) -N Содержание (мас.%) E Corr (V) I Corr (A · CM -2 )

1200-1.19 -0.469 -0.469 -0.469 5.96 × 10

5 -7

6

1200-1.28 -0.425 -0,425 4,83 × 10

5 -7

6

1200-1.37 -0.377 3,14 × 10 -7

Технический потенциал коррозии ( E Corr ) материала могут быть использованы для характеристики его способности коррозионного сопротивления, где крупные E Corr значений соответствуют к сильной коррозионной стойкости.Плотность тока коррозии ( I корр ) отражает скорость коррозии, где низкие значения I корр соответствуют медленным скоростям коррозии, что указывает на высокую коррозионную стойкость [32]. Ву и др. В работе [33] исследованы потенциодинамические поляризационные кривые N-содержащей нержавеющей стали с различным содержанием N (0,66–0,82 мас. %) в 3,5 % растворе NaCl, в которых наибольший коррозионный потенциал получен у образца с 0,82 мас. % N. Таким образом, чем выше содержание азота в ГННС, тем выше его коррозионная стойкость.Изменение закона согласуется с выводами этого исследования.

На рис. 7 представлены кривые Найквиста для образцов ГННС в 3,5% растворе NaCl. На диаграмме Найквиста радиус емкостной дуги можно использовать для характеристики коррозионной стойкости материала. Большой радиус емкостной дуги приводит к формированию стабильной пассивирующей пленки на поверхности образца, что придает легирующему элементу высокую растворяемость и высокую коррозионную стойкость [34]. Измерения ЭИС, проведенные при потенциале пассивации, показали, что HNNS с 1.37 мас.% N показал наибольший радиус емкостной дуги, тогда как HNNS с 1,19 мас.% N показал наименьший радиус емкостной дуги среди всех образцов, исследованных в этом исследовании. Коррозионная стойкость образцов с разным содержанием N располагалась в следующем порядке: 1,37 мас.% > 1,28 мас.% > 1,19 мас.%. Эти изменения согласуются с данными потенциодинамической поляризационной кривой.


Графики Найквиста для образцов были численно аппроксимированы с использованием эквивалентной схемы, показанной на рисунке 8, где R sol представляет собой сопротивление электролита, R 1 представляет собой сопротивление пор в пленки, R ct представляет собой сопротивление пассивирующей пленки, Q представляет собой псевдоемкость пленки, а C представляет собой емкость двойного электрического слоя [35].В табл. 4 приведены основные электрохимические параметры, полученные после подбора схемы замещения ЭИС. При той же температуре твердого раствора, когда содержание N в HNNS увеличилось с 1,19 до 1,37 мас.%, его R ct увеличилось с 1,51 × 10 5 до 2,91 × 10 5   Ω (таблица 4).


6
5666
Температура (° C) -N Содержание (мас.%) R 8 SOL (Ω · CM 2 ) R CT (Ω · CM 2 ) R R 8 1 (Ω · CM 2 ) N N C (F · CM -2 ) Q (Ом −1 · с n ·см −2 )

1200-1.19 5.61 5.61 1.51 × 10

5 5

4 0.85 5.11 × 10

5 -6

1.28 × 10

5 -4

1200-1.28 4,83 2.38 × 10 5 4,27 0,77 8.34 × 10

5 -6

1.12 × 10

5 -4

6

1200-1.37 1200-1.37 400-1.37 4.66 2.91 × 10

5 5

6.66 0.79 7.29 × 10 7.29 × 10

5 -6

1,04 × 10

6

Структура спеченных HNNS не была единой, а на его поверхности присутствовали нитридные осадки. Установлено, что содержание N в HNN влияет на его реакцию с Cr, в которой высокое содержание N ускоряет реакцию. Во-первых, прерывистые выделения на границе зерен выглядели как круглые точки или короткие стержни, которые выделялись, образуя кристаллические ячейки, и, наконец, располагались в параллельные слои, образуя пластинчатую форму.После обработки на твердый раствор при 1200 °С матрица перешла в гомогенную аустенитную фазу. После погружения в 6% раствор FeCl 3 при 55°C в течение 72 ч сплавы с разным содержанием N испытывали потерю массы и на их поверхности появлялись коррозионные язвы. С увеличением содержания N размер и количество коррозионных язв на поверхности подложки уменьшались, а глубина коррозии уменьшалась. Потенциодинамические поляризационные кривые и результаты EIS показали, что сплавы с высоким содержанием N демонстрируют высокий потенциал коррозии, низкую плотность тока и большие радиусы дуги емкостного реактивного сопротивления.Соответственно, ГННС с 1,37 мас. % N показал наибольшую коррозионную стойкость среди всех трех образцов ГННС, исследованных в данном исследовании.

4. Обсуждение

Увеличение содержания N является высокоэффективным подходом к повышению коррозионной стойкости аустенитной нержавеющей стали [36, 37]. На рис. 9 представлена ​​коррозионная диаграмма ГННС. На начальной стадии коррозии Fe в матрице легко окисляется из-за H + , образующихся при гидролизе в растворе с образованием растворимых ионов Fe 2+ .Fe 2+ далее гидролизуется с образованием Fe(OH) 2 , который легко реагирует с [O] в пассивирующей пленке с образованием гидроксида металла FeOOH (уравнения (2)–(4)).

Эти уравнения показывают, что большое количество H + может присутствовать на поверхности образца, особенно внутри коррозионных ямок, что усугубляет коррозию. Когда большое количество [N] растворено в матрице, [N] реагирует с водой с образованием OH (уравнение (5)), который может нейтрализовать H + , образующийся в реакции (4), и ингибировать подкисление раствора в коррозионном отверстии:

Когда содержание [N] в матрице увеличивается, как показано на рис. 9(b), больше [N] расходуется в реакции (4), что, следовательно, приводит к большему количеству OH , снижает концентрацию H + в коррозионном отверстии и препятствует продолжению коррозии матрицы.Это также предотвращает увеличение размера и глубины очагов коррозии. Cr23Ni4Mo2N представляет собой аустенитную нержавеющую сталь с содержанием азота 1,0 мас. %. Когда его содержание [N] растворяется, [N] в NH 4+ стабилизируется [20]. При дальнейшем увеличении содержания [N] в матрице [N] может непосредственно производить NH 4+ путем взаимодействия с гидролизованным в растворе H + , как показано в реакции (6). Соответственно, при высоком содержании N твердый раствор [N] реагирует с H + раньше, чем с другими элементами, такими как Fe (рис. 9(c)).Реакция предотвращает растворение металлической матрицы и коррозионные язвы на поверхности матрицы, уменьшает общее количество коррозионных язвочек в образце и повышает коррозионную стойкость образца:

Приведенный выше анализ основан на потреблении кислоты теория [16]. Увеличение содержания азота также может быть связано с теориями поверхностного обогащения [38, 39] и синергизма [40, 41]. С учетом теории поверхностного обогащения небольшое количество Cr 2 N присутствует в образце после твердого раствора из-за высокого содержания N в матрице.В процессе пассивации Cr 2 N обогащается на поверхности пассивирующей пленки, и его элемент N реагирует с водой с образованием NH 3 и NH 4+ вместе с небольшим количеством NO 3 . − . Как показано в реакции (7), образующийся NO 3 может ингибировать поверхность ямок травления за счет репассивации, что может стабилизировать пассивирующую пленку и предотвратить рост ямок [32, 33]:

При содержании N подложки увеличивается содержание Cr 2 N в образце.Количество NO 3 , образующееся в результате реакции, также увеличивается, что улучшает способность образца стабилизировать пассивирующую пленку и повышает его устойчивость к растворению металла после разрушения пассивирующей пленки. Это приводит к повышению коррозионной стойкости образца.

В соответствии с теорией синергии [40, 41], уравнение эквивалента точечной коррозии (8) показывает, что увеличение содержания азота в нержавеющей стали на 1 мас.% эквивалентно увеличению на 30 мас.%.% по содержанию Cr [18]. Таким образом, высокое содержание N в образце приводит к высокой устойчивости к точечной коррозии:

Максимальное содержание N в образцах HNNS, приготовленных в этом исследовании, составило 1,37 мас.%. Влияние дальнейшего увеличения содержания N на повышение коррозионной стойкости ГННС остается неопределенным. В будущем будут приготовлены HNN с более высоким содержанием N, чем в существующих образцах, и будет исследована взаимосвязь между содержанием азота в твердом растворе и коррозионной стойкостью.

По сравнению с традиционной аустенитной нержавеющей сталью, сталь с высоким содержанием азота, полученная методом газо-твердого азотирования порошковой металлургии, имеет более высокое содержание азота в матрице.В матрице из нержавеющей стали SUS 304 содержание Ni составляет 8–11 мас.% без Mo. Между тем, содержание Ni в матрице из нержавеющей стали SUS 316 составляет 10–14 мас.% при содержании Mo 2–3 мас.%. Матрица из стали с высоким содержанием азота в этом исследовании содержит 3,5 мас.% Мо. По сравнению с SUS304 сталь с высоким содержанием азота более устойчива к коррозии Cl . Ан и др. В работе [42] исследована стойкость к питтинговой коррозии стали Cr23Mo1N HNNS и нержавеющей стали 316L в растворах, содержащих Cl . После погружения в коррозионный раствор (6% FeCl 3 , T  = 35°C, t  = 7 d) скорость коррозии HNNS и нержавеющей стали 316L составила 5.37 × 10 −3 и 9,07 г м −2  ч −1 соответственно. Это указывает на сильную коррозионную стойкость HNNS, то есть ее стойкость к точечной коррозии лучше, чем у нержавеющей стали SUS 304 и 316. Следовательно, высокое содержание азота в матрице обеспечивает высокую коррозионную стойкость.

5. Выводы
(1) Методом газо-твердого азотирования порошковой металлургии получены образцы ВНС с содержанием N >1,0 мас.%. Структура матрицы была неоднородной, на границе образовывался нитридный слой.Когда матрица была обработана твердым раствором при 1200°C, в структуре наблюдалась однородная аустенитная фаза. Образцы с N содержимым 1,19, 1.28, а 1.37 мас.% Снижали до 1,74 × 10 -5 , 1.43 × 10 -5 , а 1.11 × 10 -5 г мм -2 ч -1 соответственно. Соответствующие глубины коррозии уменьшились до 178,29, 145,39 и 118,01  мкм м соответственно.Следовательно, размер и глубина коррозионных ямок на корродированной поверхности уменьшались с увеличением содержания N. от -7 до 3,14 × 10 -7 А см -2 , тогда как радиус дуги емкостного реактивного сопротивления увеличился. После применения эквивалентной схемы сопротивление пассивирующей пленки образцов ВННС с содержанием N 1,19, 1,28 и 1,37 мас.% увеличилось до 1.51 × 10 5 , 2,38 × 10 5 и 2,91 × 10 5 соответственно. матрица.
Доступность данных

Данные, использованные для поддержки результатов этого исследования, можно получить у соответствующего автора по запросу.

Конфликт интересов

Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов в отношении публикации данного исследования.

Благодарности

Авторы выражают благодарность д-ру Нин Ву и д-ру Хаоцзюнь Чжоу из Центрального Южного Университета за содержательные обсуждения метода газо-твердого азотирования в порошковой металлургии и осуществимости процесса обработки твердым раствором. Г-н Минчу Хуан и д-р Чен Ван из Центрального Южного Университета получили признание за их помощь в XRD и OM. Авторы благодарны г-ну Крисне Меа и г-ну Маноджу Аравинду из Editage Co. Ltd., Шанхай, Китай, за тщательную полировку английского языка исследования.Авторы выражают благодарность за финансовую поддержку крупных проектов Чаншаского научно-технического плана (грант № kh3003014) и проекта стратегических исследований в области технологий развивающихся отраслей и преобразования крупных технологических достижений провинции Хунань (грант № 2019GK4002).

Теория и значение остаточного аустенита в сталях

Цитата

Бхадешия, HKDH (1980). Теория и значение остаточного аустенита в сталях (докторская диссертация). https://дои.орг/10.17863/CAM.37375

Аннотация

Рассмотрены процессы, приводящие к сохранению небольших количеств аустенита после бейнитного и мартенситного фазовых превращений, а также влияние остаточного аустенита на свойства низколегированных сталей. Было обнаружено, что верхнее и нижнее бейнитные превращения являются отдельными реакциями, хотя оба они включают режим превращения смещения. Рост, по-видимому, происходит за счет повторного зарождения мартенситных субъединиц, и это приводит к явно низкой скорости роста. Разделение углерода Было термодинамически доказано, что превращение бейнитного феррита в остаточный аустенит происходит после превращения, и было показано, что оно непосредственно ответственно за «явление незавершенной реакции».Характер симпатического зародыша и ограниченный размер бейнитных субъединиц рационализировали с точки зрения относительно низкой движущей силы, доступной для бейнитных превращений. Было показано, что удерживание, стабильность и морфология аустенит может быть получен непосредственно в результате основного превращения механизм. При определенных обстоятельствах бейнит сохранял аустенит придает исключительные свойства прочности/вязкости кремнистые стали; было показано, что они превосходят свойства связанный с микроструктурами мартенсита отпуска. Используя термодинамику, была создана модель, которая могла предсказывать поведение бейнитов из кремнистой стали в отношении ударной вязкости, просто зная их состав.Было обнаружено, что явление охрупчивания отпущенного мартенсита напрямую связано не с распадом пленок остаточного аустенита, а с укрупнением межреечных или внутриреечных карбидов. В дислоцированных мартенситах установлено, что распределение и количество остаточного аустенита может быть рационализировано с точки зрения степени аккомодации между соседними вариантами мартенсита. Было показано, что зарождающиеся двойники, обычно наблюдаемые в реечных мартенситах, представляют собой дефекты аккомодации, так что степень двойникования была наибольшей, когда соседние мартенситные звенья имели решетки, связанные с двойниками.Кратко рассмотрена термодинамика дислоцированных мартенситов. Проведен анализ неоднородного деформационного поведения двухфазных сталей в рамках существующих моделей.

Ключевые слова

стали, бейнит, металлургия, физическая металлургия, остаточный аустенит, фазовое превращение, твердое состояние, цементит, мартенсит, кристаллография, двухфазная сталь, мартенсит отпуска, термодинамика, бездиффузионное превращение, эпсилон-карбид, аустенит, кремний

Права

Атрибуция 4.0 Международный (CC BY 4.0)

.

Добавить комментарий

Ваш адрес email не будет опубликован. Обязательные поля помечены *