Особенности фазовых переходов железоуглеродистых сплавов

Фазовые и структурные превращения в сплавах при лазерной термообработке

Изучение закономерностей формирования структуры при лазерной термообработке является важным вопросом, поскольку разные сплавы и стали после одинаковых термических циклов обработки могут иметь противоположные свойства, а именно: упрочняться и разупрочняться, иметь разную величину и знак остаточных напряжений и деформаций и т. д.

При лазерной закалке без оплавления очень важной является фаза нагрева, так как в процессе последующего скоростного охлаждения фиксируются стадии превращений при нагреве. При нагреве сплавов железа в точке АС1 начинается превращение перлита в аустенит. Наиболее вероятным местом зарождения аустенита в перлитной стали является граница между ферритом и цементитом. После образования зародыша аустени та идет превращение феррита в аустенит, которое происходит в условиях медленного нагрева путем диффузионной

Рис. 29. Схема образования аустенита в перлитной стали

перестройки кристаллической решетки ОЦК в решетку ГЦК, т. е. идет полиморфное превращение и граница «аустенит — феррит» смещается к центру ферритной фазы (рис. 29). Одновременно с этим идет растворение цементита и граница «аустенит — цементит» смещается к центру цементной фазы.

Процесс перестройки решеток сопровождается концентрационным перераспределением углерода за счет диффузии его в аустените от границы с цементитом к границе с ферритом. После соприкосновения кристаллов аустенита друг с другом, растущих навстречу от двух цементитных пластин, рост прекращается и далее происходит выравнивание концентрации углерода в аустените, т. е. гомогенизация. При медленном нагреве превращение перлита в аустенит идет при постоянной температуре, поскольку требуется энергия на перестройку кристаллической решетки, и на кривой нагрева точка А_С1 выражена в виде горизонтальной площадки. Кинетика формирования аустенита в этом случае может быть описана уравнением А. Н. Колмогорова

V(t) = V0{1 – exp[-

(20)

где V(t) — объем аустенита в момент времени t; V₀ — исходный объем аустенита; G(t) — скорость роста зародышей аустенита; j(t) — объем, занятый зародышем аустенита в момент t.

Рис. 30. Схема сдвига критической точки AC1 при высоких скоростях нагрева	Рис. 31. Изменение концентрации углерода в аустените на разных стадиях аустенитизации перлитной стали при различных скоростях нагрева

При высокоскоростном лазерном нагреве процесс образования аустенита изменяется. Подводимая тепловая энергия превосходит энергию, необходимую для перестройки кристаллической решетки, а сама перестройка идет с некоторой конечной скоростью. Это приводит к тому, что превращение протекает не изотермически, а в некотором интервале температур от А до А (см. рис. 30). Тогда говорят о сдвиге критической точки A_C1 в область высоких температур, подразумевая при этом смещение конца аустенитного превращения на величину Т_к. Аналитическая зависимость для расчета этого сдвига получена Ю. Я. Мешковым с использованием уравнения А. Н. Колмогорова (20):

Тк =

(21)

где D — коэффициент диффузии углерода в аустените;u_н — скорость нагрева; х — структурный фактор, т. е. половина расстояния между соседними центрами кристаллизации аустенита (рис. 29), К — параметр диаграммы состояния (для сталей.К= 110).

Сдвиг критических точек в зависимости от скорости нагрева, исходной структуры и химического состава стали находится обычно в интервале 50-200°С. На величину Т_к кроме факторов, фигурирующих в формуле (19), оказывает влияние состояние исходной структуры и форма цементита в перлите. Так, в стали с зернистым перлитом сдвиг точки А_С1, больше, чем в стали с пластинчатым перлитом. Поэтому расчет по формуле (19) является весьма приближенным.

Отметим, что в условиях скоростного нагрева превращение Ф ® А (феррит ® аустенит) заканчивается при более низкой температуре, чем превращение Ц ® А (цементит ® аустенит) (рис. 31). При этом можно выделить три стадии аустенитизации: Ф ® А (I), Ц ® А (II) и гомогенизацию (III), т. е. диффузионное выравнивание концентрации углерода в аустените. С увеличением скорости нагрева завершение этих стадий смещается в область высоких температур, а перепад концентрации углерода между бывшими цементитными и ферритными участками увеличивается.

Если за точку А_С1 принять окончание процесса превращения Ф ® А, тогда очевидно в эвтектоидной стали процесс растворения цементита заканчивается при еще большей температуре (см. рис. 31).

Рассмотрим процесс образования аустенита в доэвтектоидной стали. При медленном нагреве при температуре точки А_С1 протекает изотермическое превращение перлита в аустенит. После окончания превращения П ® А (перлит ® аустенит) при дальнейшем повышении температуры от точки А_С1 до А_С3 идет превращение избыточного феррита в аустенит. При этом зародыши аустенита образуются на границе бывшего зерна перлита с избыточным ферритом. Далее идет рост аустенита к центру зерна феррита путем диффузионной перестройки решетки ОЦК в решетку ГЦК с диффузионным перемещением углерода в аустените от границы с бывшим перлитом к границе с ферритом. Равновесные концентрации углерода на границах изменяются по линиям GS и GP диаграммы железо — углерод. Заканчивается перестройка кристаллической решетки в точке Асз.

При лазерном нагреве сталей из-за высокой скорости нагрева превращение П ® А идет в интервале температур A - A. Следовательно, превращение избыточного феррита в аустенит и превращение перлита в аустенит могут идти одновременно и автономно. При высоких скоростях нагрева образование зародышей аустенита может происходить не только на границах зерен феррита, но и в самих ферритных зернах по границам блоков. Это становится возможным потому, что с увеличением скорости нагрева увеличивается перегрев, снижается критический размер зародыша, который может стать меньше ширины границ блоков. Ввиду того, что во всех случаях размер зерен избыточного феррита больше размера феррита в перлите, превращение перлитного феррита заканчивается раньше, чем избыточного. Растворение же цементита в перлите идет медленнее a®g-превращения, цементит может сохраняться нерастворенным даже после превращения избыточного феррита. Тогда при скоростном нагреве возможно изменение последовательности превращения структурных составляющих: сначала заканчивается превращение Ф ® А, а затем П ® A.

Высокая скорость нагрева приводит к тому, что диффузионные процессы перестройки решетки ОЦК избыточного феррита в ГЦК-решетку аустенита, могут не успевать заканчиваться на линии GS диаграммы железо — углерод и тогда имеет место сдвиг точки А_С3 в область высоких температур.

Формально величина сдвига точки Асз может быть определена с учетом того, что для полного роста аустенитного зерна фронт аустенита должен продвинуться на расстояние, равное половине размера зерна избыточного феррита. Отсюда следует, что с увеличением скорости нагрева температура Т_к увеличивается. Однако нужно учесть, что с ростом скорости нагрева и со смещением в высокотемпературную область могут изменяться механизмы a®g-превращения.

Прежде всего перестройка кристаллической решетки может осуществляться без концентрационного перераспределения углерода, т. е. возможно чисто полиморфное превращение. Кроме того, при высокой скорости нагрева не исключена возможность протекания a®g-превращения по мартенситному механизму. Эти соображения ведут к заключению, что в действительности величина сдвига точки Асз существенно меньше, чем определенная по формуле (19).

После завершения a®g-превращения следует выравнивание концентрации углерода за счет его диффузии из бывших перлитных зерен в бывшие ферритные. Этот процесс завершается при еще большей температуре, чем температура точки Асз, и завершение его также определяется скоростью нагрева. В дальнейшем будет показано, что выравнивание концентрации, т. е. гомогенизация, оказывает решающее влияние на процесс получения структуры полной закалки после охлаждения в доэвтектоидной стали.

В заэвтектоидной стали при медленном нагреве в точке А_С1 протекает изотермическое превращение П ® А, а в интервале температур A_С1-A_Cm идет растворение вторичного цементита, которое сопровождается диффузией углерода от вторичного цементита к центру аустенитного зерна, образовавшегося на месте бывшего перлита. При быстром нагреве превращение П ® А также идет в интервале температур А - А и одновременно с этим протекает растворение вторичного цементита. Поскольку превращение перлитного феррита идет быстрее, чем растворение цементита, в том числе и вторичного, то в этой стали трудно ожидать изменения последовательности превращения структурных составляющих, как в доэвтектоидной стали. Растворение вторичного цементита и гомогенизация аустенита может не успевать происходить до конца при нагреве до высоких температур. Тогда в силу того, что цементит находится в контакте с аустенитом, при нагреве до температуры линии EF диаграммы железо — углерод (1147°С) возможно протекание обратной эвтектической реакции. Это может приводить к микрооплавлению поверхности при лазерной обработке.

Таким образом, в условиях скоростного лазерного нагрева железоуглеродистых сплавов могут иметь место такие эффекты, как протекание превращения П ® А не изотермически, а в интервале температур (область 1, рис. 32), сдвиг критической точки А_С3 в область высоких температур (область 2), смещение точки А_Сm и обусловленное этим микроплавление границы цементита с аустенитом (область 3). Во всех случаях процесс диффузионного перераспределения углерода в аустените, т. е. гомогенизация аустенита, смещается в область еще более высоких температур.

Рис. 32. Участок диаграммы железо — углерод с особенностями структурных превращений при высокоскоростном нагреве	Рис. 33. Температурные зависимости свободной энергии недеформированных феррита и аустенита (FФ, FA) и деформированных феррита и аустенита (F'Ф, F’А, F”А)

Кроме сдвига критических точек высокая скорость нагрева вызывает смещение температуры рекристаллизации деформированного сплава. Так, для железа, деформированного на 60% при увеличении скорости нагрева от нескольких сотен градусов в минуту до 500-650 град/с, температура рекристаллизации повышается от 500°С до 700-900°С. При этом имеет место изменение последовательности стадий рекристаллизации: при ускорении нагрева не успевает происходить полигонизация и процесс начинается сразу с первичной рекристаллизации. С увеличением скорости нагрева температура рекристаллизации смещается в область высоких температур более интенсивно, чем температура точки A_C1.

Можно предположить, что существует некоторая критическая скорость нагрева, ниже которой рекристаллизация протекает до завершения превращения П ® А, а выше этой скорости рекристаллизация протекает после завершения превращения П ® А. При сверхвысоких скоростях нагрева рекристаллизация может не происходить вплоть до температуры плавления.

Известно, что в деформированной стали может иметь место понижение температуры фазового превращения (Т) от То до Т’о при нагреве, что следует из рассмотрения температурных зависимостей свободных энергий деформированных и недеформированных фаз (рис. 33). Снижение температуры фазового перехода в деформированной стали будет в том случае, если аустенит наследует только часть дефектов феррита, т. е. при невысокой скорости нагрева. Тогда рекристаллизация протекает до завершения фазового перехода и температурная зависимость свободной энергии аустенита определяется кривой F’_A. При сверхвысоких скоростях нагрева, когда рекристаллизация в феррите происходить не успевает, аустенит наследует все дефекты феррита и температурная зависимость свободной энергии аустенита определяется кривой F"_A, снижения температуры фазового превращения в деформированной стали не происходит.

При лазерном нагреве закаленной или низкоотпущенной стали формирование аустенита существенно изменяется. Мартенсит сначала распадается на высокодисперсную феррито-карбидную смесь, которая затем превращается в аустенит. Возможен также такой случай, когда при значительном увеличении скорости нагрева распад мартенсита на феррито-цементитную смесь не происходит и аустенитные зерна зарождаются в мартенситной структуре в местах наибольшего скопления дислокаций. Рост зерен аустенита в этих случаях идет без концентрационного перераспределения углерода. Сдвиг точки А_С1 можно определить по формуле (26) с учетом того, что параметр х равен половине расстояния между соседними скоплениями дислокаций, где зарождается аустенит. Тогда x ~, где rd — плотность дислокаций, см^-2. Очевидно, что величина сдвига Тк значительно меньше, чем в перлитной стали. Поскольку в этом случае нет крупных зерен избыточных фаз, то точки А_С3 и А_Сm по существу отсутствуют, а процесс гомогенизации аустенита завершается очень быстро после a®g-превращения.

Дата добавления: 2014-01-04