Особенности кинетики фазовых превращений и образования гетерогенных структур хромоникельмолибденовых сталях тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Кансафарова, Татьяна Анасовна

• Кансафарова, Татьяна Анасовна
• кандидат технических наук
• 1998

Оглавление диссертации кандидат технических наук Кансафарова, Татьяна Анасовна

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

1. Аналитический обзор

1.1. Особенности протекания перлитного превращения в конструкционных сталях

1.1.1. Общие положения

1.1.2. Зарождение перлита

1.1.3. Рост перлитной колонии

1.1.4. Влияние легирующих элементов

1.2. Бейнитное превращение

1.3. Теория кинетики фазовых превращений

1.4. Непрерывное охлаждение

1.5. Механические свойства гетерогенных структур

1.6. Постановка задачи исследования

2. Материал и методики исследования

3. Аналитическое описание кинетики перлитного превращения в среднеуглеродистых хромоникельмолибденовых сталях 51 3.1. Описание кинетики перлитного превращения в

среднеуглеродистых легированных сталях с термодинамических

позиций 51 3.1.1. Оценка линейной скорости роста перлитной колонии с

термодинамических позиций

3.1.1.1. Межпластинчатое расстояний* "в*; перлитной колонии .

3.1.1.2. Расчет термодинамических параметров роста перлита

3.1.2. Расчет скорости зарождения

3.1.3. Расчет кинетики перлитного превращения по скорости зарождения и роста перлитной колонии

3.2. Описание кинетики перлитного превращения феноменологическими моделями

3.3. Аналитическая аппроксимация кинетических зависимостей перлитного распада переохлажденного аустенита

3.4. Объемная скорость процесса распада переохлажденного аустенита в области перлитного распада

3.5. Выводы

4. Особенности кинетики бейнитного превращения

конструкционных сталей в изотермических условиях

4.1. Бейнитное превращение в кремнистых Сг-№-Мо сталях в области температур 220-450 °С

4.2. Влияние размера аустенитного зерна на кинетику бейнитного превращения

4.2.1. Выбор режима термообработки для измельчения аустенитного зерна

4.2.2. Изучение кинетики бейнитного превращения

4.3. Объемная скорость процесса распада переохлажденного аустенита по второй ступени

4.4. Выводы

52

55

67

69

73

78

95

95

102

102

112

5. Кинетика распада переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении и комплекс механических свойств формирующихся

гетерогенных структур исследованных сталей

5.1. Кинетика распада переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении

5.2. Механические свойства сталей типа 38ХНЭМФА с гетерогенной мартенситно-бейнитной структурой

5.3. Выводы 132 ОБЩИЕ ВЫВОДЫ 135 СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ 137 ПРИЛОЖЕНИЕ №

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Особенности кинетики фазовых превращений и образования гетерогенных структур хромоникельмолибденовых сталях»

ВВЕДЕНИЕ

При закалке массивных деталей по сечению формируются, как правило, смешанные (гетерогенные) мартенситно-бейнитные, мартенситно-ферритно-перлитные, бейнитно-ферритно-перлитные и мартенситно-бейнитно-перлитные структуры. Необходимо знать закономерности формирования свойств смешанных структур в зависимости от их соотношения и последующего охлаждения. Таким образом, для научно обоснованного выбора сталей для крупногабаритных деталей и режимов их термической обработки требуется изучение количественных закономерностей влияния химического состава на кинетику фазовых превращений и свойства сталей в различном структурном состоянии.

Проведение расчетов температурных полей по сечению деталей диаметром 300—1000 мм из среднеуглеродистых хромоникельмолибденовых сталей в процессе закалки и отпуска, применяемого для массивных изделий [1, 2] показало, что при закалке в масле, когда поверхность крупной заготовки уже охладилась до 150— 250°С, их центральные участки сохраняют высокую температуру. Некоторое выравнивание температуры заготовки происходит перед высоким отпуском. При этом только поверхностные слои заготовки охлаждаются до температуры мартенситного превращения Мн для данных сталей. Основные участки заготовки длительное время имеют температуру 250—450°С и находятся в условиях, приближающихся к изотермическим.

Особенностью термической обработки крупных заготовок является обязательный высокий отпуск как после закалки, так и после нормализации и, как правило, медленное охлаждение после него для снятия внутренних напряжений. Это обусловливает длительное пребывание изделия в интервале температур обратимой отпускной хрупкости, что может значительно ухудшить сопротивление стали хрупкому разрушению. В связи с этим при расчете свойств по сечению крупных заготовок важно учитывать охрупчивание в процессе отпуска и последующего охлаждения. Охлаждение от температур отпуска происходит медленно, различные части изделия находятся в интервале температур 450—600°С в течение 8—10 ч.

Таким образом, для расчета распределения структуры по сечению крупных заготовок необходимо исследование кинетики перлитного и бейнитного превращений как в изотермических условиях, так и в условиях непрерывного

охлаждения. Для построения изотермических и термокинетических диаграмм для среднеуглеродистых комплекснолегированных сталей требуется наиболее полное описание кинетики изотермического распада переохлажденного аустенита с учетом всех его особенностей. Причем в аналитических уравнениях должно быть учтено влияние легирующих элементов на эти процессы. Использование результатов расчетов позволяет проводить научно-обоснованный выбор состава стали и режимов термической обработки, которые обеспечивают получение требуемых структур.

Цель данной работы заключалась в изучении особенностей кинетики распада переохлажденного аустенита при формировании гетерогенных структур хромоникельмолибденовых сталей.

Работа выполнена на кафедре Термообработки и физики металлов Уральского государственного технического университета при непосредственной научной и методической консультации доцента, к.т.н. Юдина Ю.В., которому автор выражает глубокую признательность. Также автор выражает глубокую признательность Воробьевой Е.П. и Фарберу В.М. за помощь в обсуждении работы.

1.1. Особенности протекания перлитного превращения в конструкционных сталях

1.1.1. Общие положения

Эвтектоидный распад заслуживает особого рассмотрения, как прерывистая реакция в твердом состоянии, при которой в переохлажденном однофазном материале происходит рост конгломерата из двух фаз. Исходная фаза и продукт превращения в этом случае имеют одинаковый средний состав, однако, образующийся продукт состоит из чередующихся слоев, различных по составу [3-5].

Перлитная реакция в сталях - распад аустенита (у-фазы), содержащем 0.8% С, на феррит (а-фазу) и цементит (Ре3С) - является наиболее ярким примером эвтектоидного распада у~>а+Р [6]. Распад у-раствора на смесь двух фаз а и Р может быть описан аналогично эвтектическому превращению, но в этом случае исходной фазой будет твердый раствор, а не жидкость, как при эвтектическом превращении [7]. Механизм кристаллизации пластинчатых эвтектик - последовательность процессов гетерогенного образования центров кристаллизации, [частично перекрывающихся в случае фаз, растущих в виде игл]. Этот тип роста часто называют процессом объединенного роста [6].

В системе Бе-С при эвтектоидной температуре Те^ЮООК во взаимном равновесии находятся три фазы: аустенит (у), феррит (а) и цементит (|3). При этом движущая сила превращения отсутствует в направлении как чисто аустенитного состояния, так и смеси фаз феррита и цементита. Но, если температура понизится ниже Те, то возникнет разница между значениями энергии Гиббса гомогенного аустенита и смеси фаз (феррит+цементит), которая вызывает превращение аустенита [8,9]. Эта энергия Гиббса расходуется на образование зародышей и рост перлита, как и при любом другом превращении. В результате перлитной реакции возникает пластинчатая структура с расположенными одна рядом с другой пластинами феррита и цементита, прорастающими в аустенит с сохранением постоянства толщины. Это означает, что при росте площадь поверхности раздела между пластинами увеличивается пропорционально объему претерпевшего превращение материала. Постоянно потребляемый на это вклад энергии равен

lOaf/S, где S - среднее расстояние между серединами пластин феррита и цементита; оар - средняя удельная поверхностная энергия границы раздела.

Согласно диаграмме равновесия системы Fe-C аустенит эвтектоидного состава имеет наибольшую устойчивость, и термодинамические характеристики реакций А->Ф и А—Щ максимально сближаются, а, следовательно, скорости зарождения и роста обеих фаз наиболее близки. Это обуславливает возможность одновременного, синхронного выделения феррита и цементита по механизму прерывистой реакции [10]. Перестройка решетки y-Fe (ГЦК) в a-Fe (ОЦК) сводится к переупаковке атомов (без диффузии на дальние расстояния) на границе раздела фаз [11]. Для протекания данного процесса необходима самодиффузия Fe, которая протекает по вакансионному механизму, т.е. концентрация вакансий должна быть не ниже некоторой критической.

Помимо диффузионного перехода у—>а, свободные вакансии так же необходимы для построения межфазной границы Ф/Ц, где из-за несоответствия решеток обеих фаз возникают упругие напряжения. Ориентационное соотношение кристаллов обеих фаз обеспечивает наилучшее сопряжение двух кристаллических решеток (ОЦК/орторомбическая) именно по габитусной поверхности (плоскости) пластинок [11,12]. Благодаря определенным кристаллографическим соотношениям (Курдюмова-Закса, Исайчева, Петча) как между вновь образующимися фазами, так и между ними и не претерпевшим превращение аустенитом энергия упругих искажений в объеме и энергия поверхности раздела поддерживаются минимальными [9]. Однако прямое наблюдение ориентационного соотношения между аустенитом и (Ф+Ц) затруднено тем, что обе фазы (Фи Ц) зарождаются закономерно ориентированными относительно одного из граничных зерен аустенита, но растут в другое зерно, относительно которого ориентировки оказываются случайными [13,14].

Таким образом, ниже точки эвтектоидного равновесия (т. S на диаграмме состояния Fe-C) происходит превращение, состоящее из [11]:

1) выделения цементита, требующего концентрации С =0.8 вес.%,

2) выделения феррита, т.е. полиморфного превращения у—

3) построения межфазной границы Ф/Ц, для чего, в свою очередь, необходима определенная концентрация свободных вакансий.

Так как все эти процессы протекают одновременно и согласованно, то для выделения пластинчатого перлита (1Ш) требуется определенное соотношение концентраций атомов углерода Ыс и вакансий

ЫсШу= В (1.1)

Тем не менее перлит наблюдается в сталях с различным содержанием углерода.

Существует распространенное представление [9] о возможности образования квазиэвтектоидных структур в области температур и концентраций, ограниченных продолженными линиями диаграммы состояний (рис. 1.1). Но Я.В.Гречный показал [цитируется по 15], что эти линии характеризуют только зависимость между максимально возможным перепадом концентраций и переохлаждением при эвтектоидном превращении. При этом условием образования только эвтектоида является настолько быстрое появление зародышей второй фазы в контакте с ранее образовавшимися зародышами первой, что первая фаза остается в виде очень мелких частиц, которые по размеру не превосходят частицы, составляющие эвтектоидную смесь. Кристаллы первой фазы (например, феррита) не успевают вырасти до размеров, позволяющих отличить их от кристаллов феррита, образующихся в процессе эвтектоидного распада. Формируются квазиэвтектоидные колонии, а появляющиеся первыми зародыши феррита играют роль инициаторов эвтектоидного превращения.

Однако по наиболее распространенному мнению [16] концентрационная область аустенита, превращающегося в перлит, значительно расширяется с понижением температуры за счет того, что состав аустенита на границе с цементитом обедняется по углероду, аустенита на границе с ферритом обогащается по сравнению с равновесным (т. Б на рис. 1.1). То есть с понижением температуры перлитной реакции феррит формируется все более пересыщенным по углероду, а цементит - обедненным, т.е. дефектным, что подтверждается экспериментально [17].

На основании классификации превращений по Кристиану [3] перлитное превращение относится к прерывистой реакции. Можно выделить три основных условия протекания перлитного превращения по механизму прерывистой реакции [10]:

1. Концентрационное. При составах аустенита в окрестностях эвтектоидного близкие скорости зарождения и роста феррита и цементита обеспечивают

Участок диаграммы состояния Бе-С

Рис 1.1 [15]

возможность их кооперативного выделения.

2. Термодинамическое. Малое переохлаждение аустенита обуславливает формирование зародышей феррита и цементита только по границам исходных аустенитных зерен и сравнительно низкую движущую силу превращения.

3. Кинетическое. Высокая подвижность болынеугловых межфазных границ П/А, миграция которых осуществляется путем индивидуальных перескоков атомов, требует высокой концентрации вакансий, а следовательно, и повышенных температур превращений.

Анализ этих условий показывает, что с одной стороны, перлитное превращение является относительно "слабой" реакцией, которую легко подавить или за счет изменения состава стали (легирования) или благодаря быстрому охлаждению до температур, где не происходит зарождение феррита или цементита

по границам зерен и (или) подвижность границ низка. С другой стороны, малые движущие силы перлитной реакции позволяют протекать этому превращению до полного исчерпания исходной фазы - аустенита.

При невыполнении одного из этих трех условий перлитное превращение по механизму прерывистой реакции не идет, хотя возможно образование вырожденного перлита, когда диффузионное формирование феррита и цементита происходит раздельно. В том же случае, когда протекает согласованное зарождение и рост обеих фаз, образуется пластинчатый перлит ( 1111), который имеет очень узкую температурную область существования. Пластинчатая форма перлита обеспечивает минимальный уровень упругих искажений на межфазной границе Ф/Ц вследствие лучшего совпадения межатомных расстояний двух фаз в направлениях, лежащих в габитусной плоскости и худшего в направлении толщины пластины. Происходит согласованное зарождение и рост феррита и цементита в условиях, когда определяющим фактором является минимум упругой, а не поверхностной энергии, т.е. наблюдается дефицит вакансий. Данная согласованность существует только при определенных концентрациях атомов углерода и вакансий. В противном случае, при повышенной концентрации свободных вакансий произойдет понижение упругих напряжений и фактором, контролирующим механизм и морфологию выделяющихся фаз, станет поверхностная энергия, т.е. пластинчатость перлита нарушится.

Таким образом, 1111 является исключительным случаем перлитной реакции реализующимся в определенном диапазоне термодинамических и кинетических условий.

1.1.2. Зарождение перлита

Перлит образуется из аустенита в результате процессов зарождения и роста. Давно обсуждается вопрос [9], что играет "ведущую роль" в этом процессе в эвтектоидной стали -феррит или цементит?

В работе Мейля с сотрудниками [18] было показано, что ориентация феррита в перлите по отношению к исходному аустениту весьма отлична от той, которая наблюдается тогда, когда феррит заведомо первым выделяется из аустенита, например в Fe и доэвтектоидной стали. Отсюда было сделано заключение, что

феррит не может быть активным зародышем при эвтектоидном распаде и что ведущей фазой является цементит. В то же время существует мнение, что инициирующей фазой в зависимости от температуры превращения и состава аустенита может быть как a-Fe, так и цементит [19].

Многочисленные наблюдения [20-22] показали, что образование зародышей перлита, как и в случае доэвтектоидного феррита или цементита, происходит преимущественно на границах зерен аустенита или же иногда на границах аустенита с одним из этих избыточных выделений. Зарождение двух новых типов кристаллов внутри кристалла аустенита маловероятно из-за резкого возрастания величин поверхностной и упругой энергий при зарождении [6]. Границы аустенитных зерен являются преимущественными местами зарождения новой фазы, т.к. на них имеются повышенные концентрации атомов углерода и вакансий и легко протекает диффузия из-за дефектности границ. Кроме того, границы зерен аустенита выступают в, роли подложки, что понижает изменение поверхностной свободной энергии и энергетически облегчает формирование новой поверхности [3].

Появление центра новой фазы - это формирование области с составом и структурой, равновесными в данных условиях, которая отделена от материнской фазы поверхностью раздела [23]. Зародыш новой фазы должен обладать всеми характеристиками растущей фазы (кристаллической решеткой, составом и т.п.) и иметь межфазную границу. Из-за двухфазной природы перлита при образовании зародышей обе фазы играют равноправную роль, так что первая порция перлита должна состоять одновременно из ферритной и цементитной составляющих [9]. О зародыше перлита можно говорить только тогда, когда образуется общая межфазная граница Ф+Ц/А.

Однако для образования двухфазного зародыша ПП необходимо, чтобы одна из фаз образовалась ранее, например цементит. Тогда феррит зарождается на боковой границе Ц/А благодаря пониженной концентрации углерода вокруг частицы цементита и выигрышу в поверхностной энергии и упругих искажениях за счет сопряжения кристаллических решеток феррита и цементита по плоскости габитуса. Подобное формирование решетки новой фазы на ранее сформировавшейся частице (выделении) называется механизмом зарождения "in situ" [19,24]. При перлитной реакции может реализоваться именно такой механизм

зарождения, т.к. в противном случае, если бы частицы феррита и цементита зарождались отдельно друг от друга, а потом, столкнувшись, образовывали перлитную колонию, то между ними не было бы четкого ориентационного соотношения, наличие которого подтверждено многими экспериментами [17, 25, 26]. Подобный механизм зарождения "in situ" возможен при перлитной реакции, т.к. при эвтектоидном распаде обе фазы могут термодинамически равноправно выделяться и имеют одинаковую вероятность зарождения [6].

Относительно дальнейшего развития такого образования существует представление [15], что в прилегающем к ферритной (или цементитной) стороне микрообъеме аустенита благодаря повышенному (или пониженному) содержанию углерода обеспечивается повторное образование зародышей цементита (или феррита) для распространения перлитной колонии, тогда как в перпендикулярном направлении обе новые фазы разрастаются непосредственно связанными одна с другой, т.е. только при наличии общей межфазной границы А/П. Формирование общей межфазной границы является признаком того, что феррит и цементит зарождаются и растут согласовано, т.е. имеют близкие скорости зарождения и роста, что характерно только для 1111.

Для поддержания близких скоростей зарождения и роста феррита и цементита в 1111 необходимы согласованные потоки свободных вакансий и атомов углерода, т.е. необходимо соблюдение баланса масс. Вакансии (V) и атомы углерода в твердом растворе создают комплексы V-C, V-атом примеси, V-C-примесный атом [6, 27]. Углерод является примесью внедрения и имеет предпочтительный межузельный механизм диффузии. Примесь .внедрения всегда подвижнее вакансии и при больших энергиях "упругого " взаимодействия EV-c происходит захват примеси внедрения менее подвижными вакансиями [27]. То есть вакансии, создавая комплексы V-C, замедляют диффузию углерода, но в то же время углерод в y-Fe немного ускоряет самодиффузию Fe т.е. диффузию вакансий [3]. Следовательно, по мере уменьшения подвижности точечные дефекты и их комплексы можно расположить в ряд : атомы углерода, V-C, свободные вакансии (Vo), V-C-примесный атом замещения, V-примесный атом замещения.

Поскольку для протекания "истинного" перлитного превращения необходимо определенное соотношение концентраций атомов углерода для

образования решетки цементита и свободных вакансий Vo для перестройки решетки y-Fe в a-Fe (урав. 1.1), то необходимо разрушение комплексов. Разрушение комплексов возможно по двум причинам [6]:

1) тепловое разрушение, - когда энергия связи Ev-c между V и растворенным атомом углерода много меньше тепловой энергии кТ;

2) конкурентное, - когда при формировании второй фазы (карбида) образуется связь С-Ме, энергия которой больше, чем Ev-c, и это приводит к появлению свободных структурных вакансий.

Для зарождения перлита необходима объемная диффузия V0, атомов углерода и комплексов V-C к местам предпочтительного зарождения. Лимитирующим процессом, т.е. процессом, имеющим минимальную скорость, на начальной стадии зарождения перлита является объемная диффузия Vo, т.е. самодиффузия Fe.

Основной характеристикой процесса зарождения, помимо скорости зарождения, является инкубационный период. В литературе имеется множество трактовок данного понятия [23,28-31]. С точки зрения экспериментаторов - это время от начала изотермической выдержки до того момента, когда прибор начинает фиксировать изменение исследуемого свойства (сопротивление, намагниченность, удлинение и т.п.) [31]. Для теоретиков инкубационным периодом является период формирования "жизнеспособного" зародыша, т.е. зародыша, способного к дальнейшему росту [23,32,33]. Если согласиться с подобной трактовкой, то очевидно, что во время инкубационного периода перлитного превращения протекает объемная диффузия свободных вакансий, атомов углерода и комплексов V-C к границам аустенитных зерен, разрушение комплексов V-C, зарождение (раздельное или последовательное) феррита и цементита, как только достигается необходимое соотношение критических концентраций свободных вакансий и атомов углерода; образование межфазных границ Ф/Ц и П/А, для которых также необходима объемная диффузия свободных вакансий. Таким образом, лимитирующим процессом во время инкубационного периода является объемная диффузия вакансий.

Согласно диаграмме Fe-C эвтектоидное превращение протекает только при определенных температурных и концентрационных условиях. Согласованное

выделение феррита и цементита из аустенита возможно при равенстве термодинамических стимулов для их образования, т.е. при достижении локальной

равновесной концентрации углерода N^ (т. S на диаграмме Fe-С). Таким образом, для протекания перлитного превращения важны оба фактора: термодинамический,

т.е. локальная равновесная концентрация углерода - Nf?, и кинетический (температурный), т.е. равновесная концентрация вакансий - Ny .

Все, что препятствует достижению равновесного соотношения Ny / Nf?,

сдерживает превращение А—>П. В углеродистой стали эвтектоидного состава в области температур минимальной устойчивости аустенита все условия, необходимые для зарождения lili, выполняются почти мгновенно [34]. В углеродистой доэвтектоидной стали содержание углерода . меньше, чем в эвтектоидной (<0.8%), следовательно, термодинамический стимул для выделения феррита будет больше, чем для перлита, и отношение Ny/Nc смещается в сторону вакансий. Хорошо известным экспериментальным фактом является образование избыточного феррита перед началом перлитного превращения в доэвтектоидных сталях [34]. Для выделения избыточного феррита, т.е. перестройки решетки у—>а и построении межфазной границы Ф/А необходимы вакансии и, следовательно, их концентрация будет понижаться. При этом концентрация углерода в аустените повышается, и атомы углерода будут диффундировать от межфазной границы А/Ф в аустенит. Пока концентрация углерода в оставшемся объеме непревращенного

аустенита не достигнет критической концентрации , зарождение цементита не

произойдет. Следовательно, еще до зарождения цементита и дальнейшего формирования зародыша перлита переохлажденный аустенит, оставшийся после выделения феррита, достигает состава по Nc и Nv близкого к эвтектоидному, т.е. выполняется уравнение (1.1).

В заэвтектоидных углеродистых сталях термодинамический стимул для выделения цементита будет больше, чем для выделения перлита. Атомы углерода будут захватывать свободные вакансии и создавать комплексы V-C [27]. "Выход" избыточных атомов углерода из аустенита при выделении цементита позволит достигнуть в оставшемся непревращенным аустените равновесной концентрации

вакансий Ny . Таким образом, недостаточная объемная диффузия свободных

вакансий является процессом, лимитирующим зарождение ферритной составляющей перлита, т.е. определяет величину инкубационного периода перлитного превращения. После выделения определенного количества цементита объем нераспавшегося аустенита в окрестностях межфазной границы А/Ц насыщен

вакансиями и имеет концентрации NJ? и Ny , т.е. эвтектоидный состав.

Это позволяет предположить, что протекание перлитного превращения с образованием пластинчатого эвтектоида возможно только в аустените эвтектоидного состава. Образование избыточных фаз (феррита или цементита) перед началом перлитного превращения в до- и заэвтектоидных сталях объясняется стремлением системы придти к определенному соотношению концентраций атомов углерода и свободных вакансий в переохлажденном аустените. Так как в переохлажденном аустените атомы углерода подвижнее свободных вакансий, то лимитирующим процессом на стадии зарождения перлита в до- и заэвтектоидных сталях будет диффузия вакансий.

При зарождении новой фазы изменение свободной энергии равно уменьшению свободной объемной энергии благодаря переходу из менее стабильной фазы в более стабильную AFap и увеличению свободной энергии, обусловленной поверхностью раздела между фазами [6]. Энергетический барьер на пути зарождения связан с образованием поверхности раздела Sp и увеличением энергии упругой деформации AFe, которая мала в случае выделения lili. Полное изменение свободной энергии AF при образовании новой фазы будет равно [б]:

AF=A Fap +a-Sp+AFE, (1.2)

где а - удельная энергия поверхности раздела. Реакция будет идти только тогда, когда первый член по модулю больше, чем второй и третий.

Зародыши малых размеров нестабильны и стремятся раствориться в матрице. Только тогда, когда радиус достигает критического размера Гкр, а увеличение свободной энергии - критической величины свободной энергии AFkp, зародыш становится способным к метастабильному существованию и после присоединения одного атома (г>гкр) зародыш может расти с непрерывным уменьшением свободной энергии.

Если состав зародыша отличается от состава исходной фазы, то изменение свободной энергии при его образовании будет зависеть не только от размера зародыша, но и от изменения движущей силы и поверхностной свободной энергии зародыша, которые сами являются функциями его состава. Движущая сила зарождения увеличивается при увеличении пересыщения исходного твердого раствора по углероду (или У0), т.к. разность свободной энергии пересыщенного

сплава с концентрацией N0 и сплава в равновесном состоянии при этом

возрастает.

Отсюда следует [10], что в одинаковых условиях зарождение новой фазы пойдет тем интенсивнее, чем выше степень пересыщения исходного твердого раствора г, которую можно изменять легированием или переохлаждением. Энергетический барьер зарождения уменьшается с уменьшением переохлаждения, так как диффузионная подвижность атомов при этом облегчается и равновесный состав материнской фазы смещается вправо, в сторону избыточного компонента.

Скорость зарождения /зар меняется следующим образом [3]

и, следовательно, предельно чувствительна к степени пересыщения I Скорость зарождения очень мала, пока не достигнуто некоторое критическое пересыщение, после которого она резко увеличивается до значительно больших величин (рис. 1.2). Это критическое пересыщение соответствует нарушению метастабильного состояния системы. При этом пересыщении нельзя больше сохранить квазистационарное распределение зародышей.

где Ыу - имеющаяся концентрация свободных вакансий,

- равновесная при данной температуре концентрация вакансий, Е0 - энергия образования вакансии.

Величина пересыщения аустенита по вакансиям регулируется в стали степенью переохлаждения ДТ=ТА-ТП, т.к. при резком охлаждении до Тп от ТА

(1.3)

(1.4)

(1.5)

Схематическое изображение зависимости скорости зарождения от степени

пересыщения

I >>

Рис. 1.2 [3]

уменьшение концентрации вакансий по экспоненциальному закону (ур. 1.5) не успевает пройти [19]. Степень пересыщения аустенита по углероду определяется общим его содержанием в стали и глубиной переохлаждения [10].

Классическая теория зарождения, положившая в основу случайные флуктуации в метастабильной системе, за счет которых и происходит зародышеобразование, дает более полное освещение теории фазовых превращений [35].

J = Nl

Кв_

ъ.

ехр

<2

квт,

ехр

К вт)

(1.6)

где I - скорость зародышеобразования,

N1. число молекул в единице объема метастабильной фазы,

/к р - число молекул на поверхности критического зародыша, в первом

приближении

'к р= 2(з/^Гр)2 +4(з/^7р*2)(з/^7р-1); ( 1.7)

<3 - энергия активации процесса перехода молекул во вновь образовавшуюся фазу, Ь - постоянная Планка, 11=6.6254 Дж-°С, Кв . постоянная Больцмана, =1.38-

10" Дж/К, \Укр - работа образования критического зародыша,

колебания молекул, Ъ - параметр Зельдовича, Т - температура. Запишем параметр Зельдовича Ъ как

\К

^к р!КВТ^П

К

В

к

- частота

v ЗлПц. р У

(1.8)

и перепишем уравнение ( 1.6 ) для скорости зародышеобразования I, с учетом (1.8), в следующем виде:

J = Nl

К/квт

V 3ш1 ■у

Йр

к

ехр

V КВТ у

ехр

й>

v квт у

(1.9)

v " у

Работа образования критического зародыша Wкp, определение которой необходимо для определения скорости зародышеобразования, записывается следующим образом [35]:

= 16 ж-а'-у\ "" 3 (Д£)2 . (ДТ)2 '

где а - поверхностная энергия,

- частота перехода молекул, А8 - изменение энтропии при зародышеобразовании.

(1.10, а)

1.1.3. Рост перлитной колонии

Зародыш перлит - это область, имеющая все черты, характерные для конгломерата, растущего в условиях стационарного роста. Характерные черты перлита следующие: чередующиеся пластины феррита и цементита, имеющие общие межфазные границы Ф/Ц и П/А. Ростом зародыша перлит является миграция

межфазной границы П/А в нераспавшийся аустенит.

Кооперативный рост двухфазной колонии путем диффузионного перераспределения компонентов на межфазной границе А/(Ф+Ц) - наиболее характерная особенность перлитного превращения [8]. Для синхронного роста феррита и цементита в 1111 необходимо одновременное разделение потоков 1с и расщепление комплексов У-С, достаточная концентрация вакансий для перескока атомов через межфазные границы А/Ц и А/Ф и построения межфазной границы Ц/Ф и требуемая локально равновесная концентрация углерода. В стали эвтектоидного состава на межфазной границе П/А к моменту начала роста

перлитной колонии уже имеется локальное равновесие Ыу , N^, Му_с. Это

локальное равновесие поддерживается при росте и обеспечивает синхронизацию зарождения и роста феррита и цементита: / цзар ф»,ъ Уцросха ~ Уфроста. Параметры / ^р и Уроста можно применять как к отдельным пластинам фаз, так и к ячейке в целом [3]. Ячейки ( области с двухфазной структурой, происходящие из одного зародыша) имеют некогерентную границу с матрицей, состав которой остается однородным, за исключением окрестности границы растущей области [6]. Некогерентная поверхность раздела А/П характеризуется беспорядочным атомным соответствием между двумя (тремя) кристаллами. Некогерентная граница легко перемещается при росте ячеек и благоприятно ориентирована для протекания процесса перераспределения компонентов в требуемом направлении [19].

Существует два механизма перемещения некогерентной границы [3]:

1) атомы пересекают границу раздела фаз и присоединяются к кристаллической области одновременно и независимо во всех точках границы раздела;

2) граница раздела имеет ступенчатую структуру, и атомы переходят из одной фазы в другую только на торцах этих ступеней. Граница перемещается путем бокового движения ступеней, сохраняя свою равновесную конфигурацию [37]. Широкий диапазон получаемых микроструктур объясняется различным соотношением высоты к длине ступенек границы выделяющихся фаз [5].

Перлитный центр растет вследствие продвижения краев пластинок феррита

и цементита в переохлажденный аустенит. Как и при однофазном выделении, рост эвтектоида может определяться кинетикой перестройки решетки или скоростью

диффузии углерода либо в объеме аустенита [23], либо только его зернограничной диффузией [5]. В большинстве теорий эвтектоидного роста предполагается, что процессом, лимитирующим скорость роста, является перераспределение растворенного компонента, т.е. углерода, которое осуществляется путем объемной диффузии в исходной фазе [38, 39]. Эти авторы рассматривают стационарный процесс, при котором концентрация углерода в аустените перед перлитным зерном не зависит от времени; тогда распределение концентрации углерода перед фронтом перлитного превращения описывается уравнением диффузии:

д2С дгС V сС Л

ЗГ ду2 И дс

х=х1+ух; V - скорость продвижения в аустенит краев перлитных пластинок; XI - ось, вдоль которой они продвигаются.

Уравнение диффузии имеет стационарное решение, а скорость роста -константа [6]:

= 2Х-ехр(Лй*)-со8

п=О

(1.11)

V ¿0

п - число атомов в зародыше; Сш - исходная концентрация углерода в матрице.

Рост пластинчатого агрегата является стационарным процессом и скорость роста пропорциональна коэффициенту диффузии и эффективному градиенту концентрации в исходной фазе [12]. При этом перераспределение растворенного компонента, т.е. углерода может осуществляться [3]:

1) объемной диффузией в матрице (аустените);

2) диффузией в образующихся фазах (феррите, цементите);

3) с помощью диффузионных каналов, создаваемых некогерентной границей растущего агрегата.

Пусть главные диффузионные пути проходят в фазах продуктах превращения, а не в исходной фазе. Такая картина, как отмечал Фишер [цитируется по 3], в случае образования перлита представляется весьма правдоподобной, т.к. скорость диффузии углерода в феррите примерно в 100 раз больше, чем в аустените:

г<

У^.*, (1.12)

Б С.

т

ВФ - коэффициент диффузии в феррите;

с/С - разность концентраций углерода в феррите вблизи исходной фазы аустенита и вблизи цементита; 3/2 - диффузионное расстояние; Ст - содержание углерода в аустените.

В ряде исследований [цитируется по 9] было предложено рассматривать границы колоний в качестве наиболее эффективных путей диффузии. Поскольку в некоторых системах наблюдались высокие скорости роста перлита, то можно предположить, что объемная диффузия растворенного вещества не является лимитирующим процессом, и что процесс роста 1111 контролируется диффузией по межфазной поверхности перлит/матрица [39].

Если скорость роста перлита контролируется процессами на границе раздела, то

£>в'<*в (С«~Сф)

с > О-")

т

где Ов - коэффициент зернограничной диффузии; (к - толщина межфазной границы.

Скорость роста перлитной колонии, если она протекает с помощью объемной диффузии, обратно пропорциональна межламельному расстоянию [5, 23]:

У=--; (1.14)

^о 'ао

ТЛ ТЛ 8 В А

015)

ш ь0

ао - довольно сложная однородная функция концентрации углерода.

При эвтектоидном превращении рост колонии контролируется как диффузионными процессами, так и влиянием поверхностной энергии межфазной границы. Зинер первым принял во внимание второй фактор [цитируется по 4]

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Кансафарова, Татьяна Анасовна

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Установлено, что объемная скорость распада переохлажденного аустенита порционно изменяется во времени как перлитного, так и бейнитного превращений, что отражает неодновременное протекание процесса фазового превращения по микрообъёмам. Показано, что мгновенный показатель степени п уравнения Аврами имеет немонотонный характер развития во времени и не может служить однозначной характеристикой процесса распада переохлажденного аустенита. Усредненный по температурному и временному интервалам коэффициент п может быть использован для расчетного построения изотермических диаграмм с технически допустимой точностью.

2. Проведен сравнительный анализ подходов к описанию распада переохлажденного аустенита с феноменологической позиции, на основании чего предложено аппроксимирующее выражение для температурной зависимости кинетики перлитного распада, что позволяет количественно оценить устойчивость переохлажденного аустенита среднеуглеродистых хромоникельмолибденовых сталей при изменении содержания хрома от 0.5 до 3% и никеля от 0.7 до 4 %.

3. Исследован распад переохлажденного аустенита в хромоникельмолибденовых сталях, дополнительно легированных кремнием при температуре изотермической выдержки ниже точки начала мартенситного превращения. Выявлено, что в данных условиях в исследованных сталях протекает бейнитное превращение по кинетике, аналогичной для температур превращения выше мартенситной точки.

4. На примере среднеуглеродистых хромоникельмолибденовых сталей типа 38ХГОМФС установлено, что уменьшение среднего размера аустенитного зерна увеличивает устойчивость переохлажденного аустенита в области температур бейнитного превращения. Увеличение величины инкубационного периода свидетельствует о статистически равномерном образовани зародышей бейнита по всему объему аустенитного зерна, т.е. о том, что границы зерен не участвуют в зарождении.

5. Показано, что в хромоникельмолибденовых сталях с гетерогенной мартенситно-бейнитной структурой после отпуска при Т=500 °С наблюдается повышение пластичности и вязкости разрушения (\\1=43 % и КСи=0.42 МДж/м2) по сравнению со структурой и отпущенного мартенсита ( \|/=23 %, КСи=0.23 МДж/м2 ), и отпущенного бейнита 0=10 % и КШ=0.23 МДж/м2 ). Изменение пластических характеристик связано с формированием оптимальной структуры в результате неполного бейнитного превращения и выбором рациональных параметров проведенной термической обработки.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Кансафарова, Татьяна Анасовна, 1998 год

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

1. Гервасьев М.А. Особенности формирования структуры и свойств при термической обработке крупных заготовок из конструкционных сталей // МиТОМ. 1995. №10. С.32-36.

2. Технология термической обработки. Башнин Ю.А., Ушаков Б.К., Секей А.Г. М.: Металлургия. 1986. 424 с.

3. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах / Пер. с англ. Под ред. А.А.Ройтбурда. М.: Мир. 1978. 806 с.

4. Hillert М. On theories of growth during discontinuous precipitation // Met. Trans. 1972. N 11. p. 2729-2741.

5. Hornbogen E. Sistymization of the cellular reactions // Met.Trans. 1972. N 11. p. 2718-2728.

6. Физическое металловедение /Пер. с англ. Под ред.Р.У.Кана и П.Хаазена. М. Металлургия. 1987. т.2. 622 с.

7. Лахтин Металловедение и термическая обработка металлов. М. Металлургия. 1983.

8. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия. 1986. 480 с.

9. Сталь.Металловедение: Справочник/Пер. с нем. Под ред. М.Л.Бернштейна. М.Металлургия. 1995. кн.1.1. 448 с.

10. Фарбер В.М. Особенности фазовых превращений при нагреве и охлаждении сталей. Екатеринбург: УПИ. 1992. 116 с.

11. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М.:Наука. 1977. 238 с.

12. Hillert М. An improved model for discontinuous precipitation. // Acta met. 1982. V.30. p. 1689-1696

13. Чалмерс Д. Теория затвердевания. M.: Металлургия. 1968. 220 с.

14. Hillert М. Diffusion and interface control of reaction in alloys. // Met. Trans. 1975. V.6A. p. 5-19.

15. Энтин Р.И. Превращения аустенита в стали. М.: Металлургиздат. 1960.

252 с.

16. Холомон Д.Н., Тарнбалл Д. Образование зародышей при фазовых превращениях. В кн. Успехи физики металлов, т. 1: пер. с англ. М.: Металлургиздат 1956. с.304-367.

17. Металлография железа / Пер. с англ. Под ред. Ф.Н.Тавадзе. М. Металлургия. 1972. т.1. 240 с.

18. Honeycombe R.W., Mehl R.F. Transformation from austenite in alloy steels // Met. Trans. 1976. V. 7 A, p. 915-919.

19. Новиков И.И., Розин K.M. Кристалография и дефекты кристаллической решетки. М.: Металлургия, 1990. 335 с.

20. Enomoto М., Aaronson. On the critical nucleus composition of ferrite in an Fe-C-Mn alloy // Met.Trans. 1986. N 8. p. 1381-1393.

21. Enomoto M., Aaronson. Nucleation kinetics of proeutectoid ferrite at austenite grain boundaries in Fe-C-X alloys // Met.Trans. 1986. N 8. p. 1394-1399.

22. Enomoto M., Aaronson, Lange III. The kinetics of ferrite nucleation in austenite grain edges in Fe-C and Fe-C-X alloys // Met.Trans. 1986. N 8. p. 1400-1409.

23. Любов Б.Я. Кинетическая теория фазовых превращений. М.: Металлургия. 1969. 264 с.

24. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М. :Металлургия. 1979. 208 с.

25. Винокур Б.Б., Пилюшенко B.JL, Касаткин О.Г. Структура конструкционной стали. М.: Металлургия. 1983. 216 с.

26. Счастливцев В.М., Мирзаев Д.А. Структура термически обработанной стали. М.: Металлургия. 1994. 288 с.

27. Штремель Прочность сплавов. 4.1. Дефекты решетки. М.: Металлургия, 1982. 278 с.

28. Kirkaldy J.S. Prediction of the alloy hardenability from thermodynamics and kinetics data//Met.Trans. 1973. N 10. p.2327-2334.

29. Ткаченко И.Ф., Ткаченко Ф.К. Анализ кинетики распада переохлажденного аустенита в перлитно-бейнитной области // Известия вузов. Черн. Me. 1993. N2. С. 42-44.

30. Алексеев И.Ф., Леви Р.Б., Коган Л.И., Матрохина Э.Ф., Энтин Р.И. Об инкубационном периоде перлитного превращения // ФММ. 1979. Т. 47. N 5. С. 1005-1008.

31. Hawbolt Е.В., Chau В., Brimacombe J.K. Kinetics of austenite-ferrite and austenite-pearlite transformation in 1025 carbon steel // Met. Trans. 1985. V16A. April, p. 565-578.

32. Крылов B.C. Термодинамическое описание кинетики распада аустенита // Металлы. 1989. N 3. с. 82-86.

33. Hougardy Н.Р., Yamazaki К. An improved calculation of the transformation of steels // Steel Res. 1986. V57. N 9. p.466-471.

34. Попова Л.Е., Попов A.A. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана: Справочник термиста. М. :Металлургия. 1991. 503 с.

35. Скрипов В.П., Коверда В.П. Спонтанная кристаллизация переохлажденных жидкостей. М.: Наука. 1984. 230 с.

36. Enomoto М. Computer modeling of the growth kinetics of ledged interphase boundaries//Acta met. 1987. V.35. p. 935-941.

37. Lee H.J., Spanos G., Shiflet G.J., Aaronson I. Mechanism of the bainite ( nonlamellar eutectoid ) reaction and a fundamental distinction between the bainite and pearlite (lamellar eutectoid) reactions // Acta met. 1988. V. 36. N 4. p. 1129-1133.

38. Hillert M. Impact of Clarence Zener upon metallurgy // J.Appl.Phys. 1986. V. 60. N6. p. 1868-1876.

39. Kirkaldy J.S., Sharma R.C. Stability principles for lamellar eutectoid reactions // Acta met. 1980. V.28. № 7. p. 1009-1021.

40. Попов B.B., Гольдштейн М.И. Растворимость фаз внедрения при термической обработке стали. М.: Металлургия. 1989. 200 с.

41. Tewari S.K., Sharma R.C. The effect of alloying elements on pearlite growth // Met.Trans. V16A. 1985. p.597-607.

42. Agren J. Computer simulation of the austenite/ferrite diffusional transformations in low alloyed steels. // Acta metallurgies V.30. 1982. №4. p. 775-784.

43. Bradley J.R., Aaronson H.I. Growth kinetics of grain boundary ferrite allotriomorphs in Fe-C-X alloys. // Met. Trans. 1981. V.12A. №10. p. 1729-1741.

44. Sharma R.C., Purdy G.R., Kirkaldy J.S. Kinetics of the pearlite reaction in Fe-C-Cr eutectoid steel // Met. Trans. 1979. V. 10A. № 8. p. 1129-1139.

45. Hashiguchi K., Kirkaldy J.S. Pearlit growth by combined volume and phase-boundary diffusion // Scand. J. Met. 1984. V13. №4. p.240-248.

46. Ridley N. A review of the data on the interlamellar spacing of pearlite // Met. Trans. 1984 N6. c.1019.

47. Al-Salman S.A., Lorimer G.W., Ridley N. Pearlite growth kinetics and partitioning in a Cr-Mn eutectoid steel // Met. Trans. 1979. V.10A. №11. p. 1703-1709.

59. Razik N.A. Transformation of austenite into pearlite in a 0.5 % chromium steel // Scr. met. 1980. V. 14. № 6. p.605-606.

49. Гудремон Э. Специальные стали / Пер. с нем. Под ред. Займовского АС., Бернштейна M.JI. М:Металлургиздат.1956. т.1.952с.

50. Могутнов Б.М., Томилин И.А., Шварцман Л.А. Термодинамика сплавов железа. М. Металлургия. 1984. 207 с.

51. Chance John, Ridley N. Chromium partitioning during isothermal transformation of a eutectoid steel // Met. Trans. 1981. V. 12A. № 7. p. 1205-1213.

52. Гольдштейн М.И., Грачев С.В., Векслер Ю.Г. Специальные стали. М.:Металургия. 1985. 408 с.

53. Фарбер В.М., Давыдов В.Н. Распад переохлажденного А в сталях типа 40Х// МиТОМ 1981. N 8. С. 56-57.

54. Коноплева Е.В., Баязитов В.М., Абрамов О.В., Козлова А.Г. Влияние условий аустенизации на кинетику изотермического превращения А конструкционных сталей // Металлы. 1987. N 5. С. 127.

55. Марков С.И., Карк Г.С, Чернобаева А.А. Изотермическое диффузионное феррито-перлитное превращение А стали 15Х2НМФА // Черная металлургия. 1988. вып.2 (1054). С.53.

56. Aaronson H.I., Reynolds W.T., Shiflet G.J. and Spanos G. Three diferent bainite vewes // Met. Trans. 1990. V21A. June. p. 1343-1380.

57. Reynolds W.T. Jr, Li F.Z., Shui C.K. and Aaronson H.I. Transformation stasis fenomena inFe-C-Mo alloys//Met. Trans. 1990. V21A. June. p. 1433-1463.

58. Golgenstein H., Aaronson H.I. General reaction kinetics and morfology austenite decomposition between bay redgion and Ms in proeutectoid alloy Fe-C-Cr // Met. Trans. 1990. V21A. June. p. 1465-1478.

59. Reynolds W.T. Jr, Liu S.K., Li F.Z., Hartfield S. and Aaronson H.I. Incomplite bainite transformation investigation in Fe-C-X alloys. // Met. Trans. 1990. V21A. June, p. 1479-1491.

60. Морозов О.П., Счастливцев B.M., Яковлева И.Л. Влияние дополнительного легирования хромом и молибденом углеродистой эвтектоидной стали на верхнее и нижнее бейнитное превращения аустенита // ФММ. 1991. №4. С.138-145.

61. Edmonds P.V., Cochrance R.C. Influence of the Si and Mn on the kinetics of bainite transformation in Fe-C-Si-Mn alloys // Met. Trans. 1990. V21A. June, p. 1517-1525.

62. Голиков В.И., Коган Л.Н., Новиков Б.А., Энтин Р.Н. О связи кинетики у^а превращения с характеристиками самодиффузии // ФММ. 1978. 45. вып. 6. С. 1060-1072.

63. Khan S.A. and Bhadeshia H.K.D.H. The bainite transformation in chemically heterogeneous 300Mhigh-strenght steel //Met. Trans. 1990. V21A. p. 859-875.

64. Балычев Ю.М., Хлестов M.B., Возняков В.Ф. и др. Влияние условий аустенитизации на кинетику распада аустенита и механические свойства хромникельмолибденовой стали //Ми ТОМ. 1986. №1. С.

65. Коноплева Е.В., Баязитов В.М., Абрамов О.В. и др. Влияние условий аустенитизации на кинетику изотермического превращения аустенита конструкционных сталей//Металлы. 1987. №5. С. 127-130.

66. Морозов О.П., Счастливцев В.М Низкотемпературный перлит в высокоуглеродистых нелегированных сталях//ФММ. 1988. т. 66. вып. 5. с.910-919.

67. Морозов О.П., Волохов В.А. Сравнение кинетики выделения бейнита при зарождении на границах и равномерно по объему аустенитного зерна // ФММ. 1989. т.68. вып.6. с. 1096-1103.

68. Wenli Gou, Gouzhi Jao. Numerical method for mathematical treatment of TTT curve and its application // 4 Int. Congr. Heat Treatment Material. Berlin. June 3-7. 1985. V.l. p.60-69.

69. Kumar B.V., Mohanty O.N. On the correct prediction of isothermal transformation diagrams for low-carbon and low-alloy stells - comment on available data // Scr. met et materials. 1992. V.26. №1. p. 133-137.

70. Buza Gabor, Hougardy H.P., Gergely M. Calculation of the isothermal transformation diagram from measurements with continuous cooling // Steel Res. 1986. V.57. №12. p.650-653.

71. Marin P. A., Ericsson T. A study of the transformation behavior of the steel SAE 5160.// 5th Int. Congr. Heat Treat. Mater. Budapest. Oct. 20-24. 1986. p.36-44.

72. Mesnan Silalahi V.M., Onink Marcel, Z.Waag Sybrand van der. Decomposition of hypo-eutectoid Fe-C austenites; a numerical diffusion model // Steel Res. 1986. V57. №9. p.482-489.

73. Park Y.J., Fletcher F.B. Effects of manganese, chromium and molibdenium on the isothermal transformation of austenite in eutectoid steels // J. Heat Treat. 1986. V4. №3. p.247-252.

74. Онучин Л.Г., Шоршов M.X. Кинетические характеристики превращения аустенита в изотермических условиях. // Докл. АН СССР. 1985. 282. №4. с. 883-887.

75. Kyung Jong Lee, Jae Kon Lee, Ki -Bong Kang, Ohjoon Kown. Mathematical modeling of transformation in Nb microalloyed steel. // ISIJ Int. V.32. №3. 1992. p. 326-334.

76. Enomoto M. Prediction of TTT-diagram of proeutectoid ferrite reaction in iron alloys from diffusion growth theory. // ISIJ Int. V.32. №3. 1992. p. 297-305.

77. Starink M.J. Kinetics equations for diffusion-controlled precipitation reactions. // J. Mater. Sci. 1997. V32. №15. p. 4061-4070.

78. Sun N.X., Liu X.D., Lu K. An axplanation to the anomalous Avrami exponent. // Scr. met. V.34. №8. 1996. p. 1201-1207.

79. Umemoto M., Tamura I. Kinetics of transformation of stells on continuous cooling//T3uy то хагане. 1982. V68. №3. c.383-392.

80. Воронов A.H., Квачкай Т., Жадан В.Т. и др. Моделирование на ЭВМ превращения аустенита при охлаждении стали. // Изв. АН СССР. Металлы. №2. 1991. С. 56-61.

81. Gao Shouyi, Gao Ying, Zhao Zhiguo и др. Математическое моделирование кинетики превращения при непрерывном охлаждении // Далянь гунсюэюань сюэбао. 1989. 29. №1. С.47-53.

82. Kuban М.В., Jayaraman R., Hawbolt E.B., Brimacombe J.K. An assessment of the additivity principle in predicting continuous cooling austenite-pearlite transformation kinetics using isothermal transformation data // Met. Trans. 1986. V17A. № 9. p. 1493-1503.

■ " ■ ■ Vi < . ' j "... ; v ' ; .

. 7 ' ■■■ ' fill

. 83. Сорокий; В.Г.,' Воробьева Е.П., Гервасьев M.A., Адамова Н.А. Влияние хрома и никеля на формирование структуры по сечению крупных поковок Cr-Ni-Mo сталей//МиТОМ. 1988. №9. с. 16-19. ; : ;

1 '84! Nakaju'ma Н., Araki Т: Effect of alloying elements of the toughness of bainite in medium carbon low alloy steels // J, of Iron and Steel Inst, of Japan. 1975. V.61. №15. p. 3119-3128. • £ ' ». '. ^ . '' ; --v - ' ' '

85. Крамаров ' M;А., Шахназаров Ю.В., Рыбаков А.Б: Влияние прокаливаемостй на сопротивление Cr-Ni-Mo-V стали хрупким разрушениям // Изв. ВУЗовГЧерная'йеталлургия/1973. № 2. С. 120-122.

86. Xuefei F., Shoulian X. Deformation behavion of microstructure and its influence on strength and toughness in an ultrahigh strength stell // 5-th Int. Congr. Heat. Treat. Mater. Budapest. 20-24 Oct. Budapest s.a. 1986. V.l. p. 497-503.

87. Склюев П.В. Влияние скорости охлаждения и температуры переохлаждения на ударную вязкость и переходную температуру сталей 35ХНМ и 34ХН1М//МиТОМ. 1977. № 8. С. 10-13.

88. Tomita Joshiyuki, Okubayashi Kumio. Improvment in lower temperature mechanical properties of 0.4 pet. C-Ni-Cr-Mo ultrahigh strength stell with the second phase lower bainite // Met. Trans. 1983. V. 14A. №1-6. p. 485-492.

89. Edwards D.P. Toughness of martensite and bainite in A.3 pet. Ni-Cr-Mo-V stell // J. of Iron and Steel Inst. 1969. V.27. №11. p. 1494-1502.

90. Картушенко Г.В. и др. Механические сойства и кинетика бейнитного превращения сталей 35ХНЗМФА и 25ХНЗМФА // Изв. АН СССР. Металлы. №2. 1978. С. 179-190.

91. Крамаров и др. Оценка сопротивления разрушению стали 35ХНЗМФА для крупных заготовок // МиТОМ. 1976. №1. С.14-17.

92. Адмова Н.А., Гасилова Е.Г., Дядюк В.Б. Универсальная программа расчета остаточных остаточных напряжений в цилиндрических телах при термообработке // Остаточные напряжения и методы регулирования. Труды I Всесоюзного симпозиума по остаточным напряжениям. М.-1983. С. 31-35.

93. Немзер Г.Г., Аронов М.А. Исследование теплофизических свойств сталей //Кузнечно-штамповочное производство. 1980. №3. С. 26-30.

94. Гладштейн Л.И., Горицкий В.И. Об оценке хладостойкости стали стандартными испытаниями на динамический изгиб // Физика и механика разрушения материалов при пониженных температурах. Якутск. 1978. 119с.

95. Растровая электронная микроскопия и рентгеноструктурный микроанализ. / Пер. с англ. Под ред. В.И. Петрова/М.: Металлургия. 1984. 351с.

96. Коваленко B.C. Металлографические реактивы. М. :Металлургия. 1973.

108с.

97. Салтыков С.А. Стереометрическая металлография. -М.: Металлургия. 1976. 376 с. с ил.

98. Спектор А.Г. Статистический анализ структур с шарообразными зернами //Заводская лаборатория. 1955. №2. с. 193-194.

99. Bouchy С., Ducoin A. Approche quantitative du phenomen d'austenisation en chauffage continu. // Memoires scentifiques revue de metallurgie. 1977. vol. 74. № 6. p.347-355.

100. Горелик C.C., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. -М.: Металлургия. 1970. - 367 с. с ил.

101. Федюкин В.К. Термоциклическая обработка: Технология, структура и свойства металлических материалов. - Л., 1991. 310 с.

102. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1978. 568 с.

103. Хлестков В.М., Подгайский М.С., Дорожко Г.К., Плеханов Г.П. // Изв. АН СССР. Металлы. 1980. №5. С. 108-115.

№

СОГЛАСОВАНО Проректор по научной УГТУ/7

УТВЕРЖДАЮ р НИИтяжмаша О "Уралмаш" 7

оломейцев А.П.

ТЕХНИЧЕСКИМ АКТ ИСПОЛЬЗОВАНИЯ

от "70" kJDdäh,

1998 г.

Мы, нижеподписавшиеся, от исполнителя физики металлов т. Зав. кафедрой Попов A.A. предприятия _

_кафедра термообработки и

_с одной стороны и от

НИИтяжмаш_АО_"Уралмаш"

т._Начальник НИОМет Чадов Г. А.

_с другой стороны

составили настоящий акт использования о том, что на предприятии начато применение в производстве разработок, выполненных в диссертационной работе Кансафаровой Т.А. "Особенности кинетики распада переохлажденного аустенита при формировании гетерогенных структур в хромоникельмолибденовых сталях." для оптимизации химического состава и режима термической обработки сталей для крупногабаритных поковок и отливок.

От исполнителя акт

подписал Завкафедрой

термоообработки и'физики металлов

У' /

А.А.Попов /•'

От заказчика акт

подписал Нач. НИОМет

Г.А.Чадов