Кинетика α→γ превращения в Fe и углеродистых сталях при ускоренном нагреве и организация многочастичных систем

• Автор: Бертяев, Борис Иванович
• Шифр специальности: 01.04.07
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2003
• Место защиты: Самара
• Количество страниц: 108 с. : ил

СОДЕРЖАНИЕ
ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. Формальная теория образования новой фазы

1.1 Зарождение новой фазы

1.2.Краткий анализ моделей миграции межфазной границы

Глава 2. Анализ двух- и трех-стадийных термических циклов при лазерной закалке сталей

2.1 Цели и методы закалки сталей

2.2 Анализ двух-стадийных термических циклов: нагрев - охлаждение

2.3 Анализ трех-стадийных термических циклов

Глава 3. Релаксационная модель а—>у - превращения в Ре и углеродистых сталях при скоростном нагреве
3.1.Состояние вопроса
3.2 О смещении температуры начала аустенитного превращения
3.3 Релаксационная модель роста
3.4. Оценка ширины зоны перестройки решетки при а—>у - превращении в
сталях
3.5.Оценка размера и скорости роста аустенитного зерна при лазерных скоростях нагрева
3.6.Влияние скорости нагрева на величину энергии активации зарождения у-фазы в железе и углеродистой стали
3.7. Оценка скорости роста аустенитного зерна и влияние размера зерна на
механические свойства зоны закалки при лазерных скоростях нагрева
Выводы
Глава 4. Принципы организации многочастичных систем и фазовые переходы
4.1. Выбор теоретической модели
4.2. Расчет КТР и ОДСО а,у- фаз и границы
4.3. Природа эффекта дилатации при а—>у - превращении
4.4. Внутреннее давление, как фактор термического расширения системы кристалл-граница
4.5. Расчет сжимаемости подсистем
4.6. Об устойчивости системы «кристалл-граница»
4.7. Об аналогии между ударной волной и системой кристалл-граница
4.8. О носителях энергии Е в металлах
Выводы
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
ЛИТЕРАТУРА

ВВЕДЕНИЕ
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность проблемы. Термическая обработка сталей основана на различной способности высокотемпературной (у - фаза) и низкотемпературной (а - фаза) форм железа растворять углерод и легирующие элементы в объеме фазы. Максимальная растворимость углерода в а - фазе составляет около 0,025%, а в у - фазе до 2%. Конструкционные стали содержат от 0,3% до 0,7% углерода и инструментальные от 0,7% до 1,3%. Избыточный углерод в этих сталях выделяется в виде карбида железа (БезС), так что образуется неоднородная смесь кристаллов феррита (раствор углерода в а - фазе) и пластинчатого цементита (БезС). Если нагреть углеродистую сталь до температуры а—>у -превращения (температура аустенитизации) и выдержать ее при этой температуре (изотермический нагрев), то весь углерод перейдет в раствор. Состояние твердого раствора углерода в у - фазе носит название аустенита. При охлаждении процесс пойдет в обратном порядке, т.е. у - фаза в Бе будет перестраиваться в а - фазу, а избыточный углерод будет выделяться в виде карбида железа. С ростом скорости охлаждения кинетика распада у - фазы будет меняться. Чем выше скорость охлаждения, тем выше скорость превращения у - фазы в а - фазу. При некоторой предельной скорости охлаждения скорость реакции достигает максимума, и дальнейший рост скорости охлаждения приводит к замедлению реакции у—>а превращения. Диаграммы описывающие начало развития процесса превращения в зависимости от степени переохлаждения называются термокинетическими диаграммами С- образного вида. Физическую природу такого поведения реакции у—>а - перехода связывают с конкуренцией двух процессов -процесса зарождения новой фазы и процесса роста новой фазы, имеющей диффузионную природу.

атомов, участвующих в образовании у-фазы. Поясним это следующим формальным рассуждением.
В расчетах степени £ превращения опираются на уравнение Калмогорова - Миркина вида [13,15, 33]
где 1 - время процесса; I и О - скорости зарождения и роста центров новой фазы; р - параметр, учитывающий геометрию центра. Кинетические величины I и С являются функциями температуры. Перегрев системы на несколько градусов может на порядок и более увеличить 1 и & В результате экспонента в уравнении (3.1) должна стремиться к единице. Физически это оправдано, так как перегрев системы увеличивает подвижность атомов и облегчает их перестройку в у-фазу. Формально этому может соответствовать снижение энергии активации 11о, с которой стартует реакция а->у-превращения. В данной главе представлен анализ кинетики а—>у-превращения в углеродистых сталях и железе, развитый в работах [34, 35, 36, 37] в рамках релаксационной модели.
3.2 О смещении температуры начала аустенитного превращения
В экспериментах по ускоренному нагреву (см., например,[9, 10]) установлено, что с ростом скорости нагрева он наблюдается рост температуры Тан начала аустенитного превращения. При ускоренном нагреве конечность времени протекания фазового превращения приводит к смещению Тш1. Время аустенизации стали определяется скоростью полиморфного а—>у - превращения, и зависит от исходного фазового и структурного состояния стали, а также от скорости нагрева.
В литературе сдвиг Тщ, в область более высоких температур при увеличении он объясняется с помощью представлений о запаздывании
(3-1)