Перлитное превращение стали. (Лекция 3)

Диффузионные превращения могут идти:
при фазовых превращениях в двойных и многокомпонентных сплавах; в процессах выделения из пересыщенных твердых растворов;
при образовании аустенита из α-твердого раствора из различных состояний.
перлитное превращение

Необходимость глубокого изучения А→Ф+П превращения:
- Объективно – целесообразное назначение режимов отжига:
- Оценка влияния легирования на характер диффузионного превращения;
Результаты проведения перлитного превращения на свойства стали;
Строение перлита предотвращает структурную наследственность;
Разбитие границ первичного аустенитного зерна;
Образование новых зерен глобулярной формы.
А→
А→
Ф+П (Ф+Ц)
А→П
П+Ц
0,8%С
Общие основы перлитного превращения:
Этапы:
Предвыделение феррита до доведения [C] до эвтектоидного (С→γ) и γ→Ф+К
(К≈Ц) Fe3C в углеродистых сплавах
2. Переохлаждение →уменьшение межпластиночного расстояния
Межпластиночное расстояние – So=средняя сумма толщин пластин Ф+Ц

Сфероидизация карбидной фазы
1 – циклический нагрев и охлаждение вблизи зоны активной фазы А→Ф+П (Ar3↔ Ar1)
2 – длительная выдержка в указанном диапазоне температур
Образование аномального перлита (вырожденного)
Условия:
Неудовлетворительное раскисление стали и наличие примесей изменяющих поверхностную энергию на межфазовых границах: А – Ф и А – Ц
Заэвтектоидные стали и чугуны при медленном охлаждении – крупные выделения цементита
В малоуглеродистых сталях (0,2 ÷ 0,3 %С) с легированием (V, Nb, Ti, Mo) дисперсные частицы специальных карбидов выделяются из А еще до начала перлитного превращения еще и в ходе превращения. В связи с этим структура может выглядеть как феррит, но с выделениями карбидной фазы.
Выделения карбидов на межфазных границах γ//α по мере их образования.
Кинетика перлитного превращения:
Влияние легирования (комплексное)
Температура нагрева
Источники зарождения фаз – инициаторов превращения, в т. ч. «инкубационный период»
Размер зерна – ускорение при уменьшении размеров аустенитного зерна (увеличивается удельная поверхность границ зерен) – мест зарождения новых фаз

В углеродистых сталях при переохлаждении аустенита ниже Аr3 возникают колонии перлита – пластиночные феррито-цементитные агрегаты

Пластины Fe3C растут в продольном и боковом направлениях, происходит обеднение остаточного аустенита углеродом, который превращается в α-фазу (феррит).
Пластины α-фазы (феррита) растут в продольном и боковом направлениях→повышение содержания углерода в смежных участках вызывает образование цементитных пластин параллельных первой – образуя перлитную колонию.

Временная зависимость изменения длины образцов стали марки 15Х2МФА-А при изотермических выдержках при температурах 660,680,700,720,740,760 °С.
Обоснование температуры изотермического отжига

Микроструктура стали 15Х2МФА-А, полученная в результате изотермической выдержки при температуре: а) 660 °С; б) 680 °С в) 700 °С; г) 720 °С; д) 740 °С
г
д

Зоны выделения феррита при превращении аустенита стали марок 20Х3НМФА( ) и 24Х3МФА (- - - - - )

Кинетика превращения аустенита в перлитной области стали Р2МА (25Х1М1Ф):
а – изотермическая диаграмма А→П превращения;б – Кинетическая диаграмма средних скоростей превращения в перлитной области.

За счет пластической деформации увеличиваются:
внутренняя энергия системы и неравновесность
→ ПРЕВРАЩЕНИЕ ПРОИСХОДИТ СКОРЕЕ

Влияние легирующих элементов
Ход фазовых превращений зависит от:
Скорости зарождения центров (с.з.ц)
Скорости их роста (с.р) в данных условиях
Образование зародышей становится возможным вследствие флуктуационных процессов и ускоряется по мере увеличения степени отклонения от равновесия, пока не вступает в действие другой фактор – понижение подвижности атомов, из которых формируется зародыш.
Легирование влияет на эти параметры (с.з.ц и с.р):
Cr особенно сильно уменьшает эти параметры, и ↑ диапазон температур;
3% Cr : ∆Tmax = 90оС
Mo еще сильнее влияет
Для углер. Tmax = 550÷560оС,
∆T = 150÷170оС
3%Сr: Tmax = 660÷680оС,
∆T = 65÷80оС

Влияние легирования на температуру Tmax, величину переохлаждения ∆ Tmax и скорость превращения

Инкубационный период сильно возрастает при легировании:
Cr, Mo, W, Mn и Cr+Ni + Mo(W)
При инкубационном периоде происходят подготовительные превращения:
- изменения взаимного распределения атомов различных элементов;
- образования зон, кластеров. Эти зоны могут стать центрами зародышей.
Легирование обуславливает следующие процессы:
Уменьшение скорости диффузии углерода в аустените;
Скорость перемещения межфазной границы при γ→α переходе;
Скоростью перераспределения легир. эл-ов при процессах подготовки до начала превращения и образования карбидной фазы (моно и комплексной);
Легирование Ni более всего влияет на с.з.ц (если есть карбидная фаза!) и даже на с.р.

Влияние молибдена и вольфрама на продолжительность инкубационного периода А→П превращения в стали хромоникелевой композиции с 2,3 и 4 %Ni. С=0,18÷0,25;

Сравнение термокинетических диаграмм при непрерывном охлаждении с нагрева 1200°С ( ) и 860 ° ( )

Влияние скорости охлаждения на кинетику диффузионного превращения стали марки 20Х3НМФА
(исх. нагрев 1200оС; изотермическая выдержка 650оС 10 ч.)
20о/час
60о/час
120о/час
Диффузионное превращение отсутствует
Бейнитное превращение
Аr1=710оС
Аr3 =780оС
Диффузионное превращение

1200(1ч) - 54оС/час; 30 оС/час - 650 (30ч)
Окончательное охлаждение. Бейнитное превращение
1200(1ч) - 54оС/час; 30 оС/час - 670 (30ч)
Окончательное охлаждение. Бейнитное превращение
56NiCrMoV7