Диффузионные превращения Общие представления движущие силы кинетика 1

Диффузионные превращения Общие представления, движущие силы, кинетика 1

Диаграмма Fe-C Авторы: Робер-Остен, Осмонд, Рузбум 2

Опыты Бейна и построение ТТТ-диаграмм (от английских time, temperature, transformation) Диаграмма изотермического превращения для эвтектоидного распада + 2 в сплаве Cu-10, 6 мас. % Al-1, 0 мас. % Ni 3

Построение термокинетической диаграммы распада аустенита стали марки 10 Г 2 ФБ с учетом предварительной деформации и без нее Тпрец. 4

Движущие силы и кинетика превращения Схематическая зависимость температурного изменения свободной энергии при ФП Схематическая зависимость скорости зарождения центров кристаллизации новой фазы (1) и линейной скорости роста зародышей (2) от степени переохлаждения 5

Образование зародышей новой фазы Баланс энергий при появлении зародыша Для зародыша кубической формы Характерная зависимость изменения энергии системы при образовании зародыша новой фазы кубической формы для G 1 (1) и G 2 (2), G 1 > G 2 Для эвтектоидного превращения dкр=26 10 10 м, т. е. около 9 параметров решетки низкотемпературной фазы Для полиморфного превращения в железе dкр= 110· 10 10 м, т. е. около 38 параметров решетки низкотемперратурной фазы 6

Приблизительная формула для расчёта TAe 3 [1]: где C и Mn содержание углерода и марганца в wt. %. Экспериментальное изучение кинетики превращения аустенита. Кинетика распада аустенита обычно изучается путём измерения объемного или теплового эффектов во время превращения. CCT измерения (основанные на дилатометрических измерениях) часто выполняют на образцах в форме трубы, используя термомеханические симуляторы Gleeble (1500, 3000, … 3800). Температура отслеживается при помощи приваренных термопар. 7

Имитация процессов термомеханической обработки металлов и сварки: Исследовательский комплекс Gleeble-3800 8

Состав комплекса Gleeble-3800 n n n Модуль для испытаний на растяжение (10 тс) и сжатие (20 тс), Модуль дилатометрии, Модуль для испытаний на кручение (50 Нм), Модуль для ударных испытаний (20 тс), Модуль для многоосевой деформации, Маслостанция, Компрессор, Чиллер, Промышленный управляющий компьютер, Персональный компьютер. 9

Рабочее состояние Gleeble-3800 10

Устройство для приварки термопар 11

Рабочая камера 12

Камера для многоосевой деформации 13

Образцы для испытаний 14

Экспериментальные данные об изменении объема в зависимости от температуры для HSLA-Nb/Ti стали после аустенизации при 950 0 C. Средняя скорость охлаждения (CR) – около 50 0 C/s. 15

Во время распада аустенита происходит увеличение объёма образующихся фаз. Для ферритной фазы при превращении дилатометр показывает относительное увеличение объема от 0. 012 до 0. 019 при уменьшении температуры от 800 до 600 0 C. Доля превращенного аустенита X(T) может быть определена из данных о расширении D(T) при помощи выражения: (1) и P – коэффициенты температурного расширения аустенита и продуктов распада ( ). Отношение (1) совместимо с допущением о правиле смеси для температурных коэффициентов расширения во время превращения. 16

Кривая охлаждения и характерные температуры для стали HSLA-Nb/Ti, CR = 50 0 C/с TAe 3 =856 0 C TS =750 0 C TF =600 0 C 8 s 17

Превращённая доля в зависимости от температуры для скорости охлаждения CR = 50 0 C/с 18

Хотя низкоуглеродистые (особенно ультра низкоуглеродистые) стали обрабатываются при помощи контролируемого охлаждения, процессов которые термомеханического широко используются в различных технологиях горячей прокатки, есть много проблем в классификации различных микроструктур. Часто механизмы их формирования не достаточно хорошо понятны. Сложности в микроструктурной классификации видманштетого феррита (WF), бейнита (B) и также мартенсита (M) связаны с отсутствием карбидов ввиду низкого содержания углерода, а также изза фрагментации зерна при термомеханических обработках, для улучшения механических свойств. 19 19

Обозначения и терминология для ферритных микроструктур в соответствии с японским бейнитным комитетом ISIJ [2]. Обозначение Терминология 1. Основные матричные фазы Полигональный феррит Квази-полигональный феррит Видманшттетов феррит Гранулярный феррит Бейнитный феррит Кубический мартенсит 2. Второстепенный вторичные фазы Остаточный аустенит Мартенситно-аустенитная составляющая Мартенсит Отпущенный мартенсит BU: верхний бейнит BL: нижний бейнит Дегенеративный (вырожденный) перлит Перлит Цементитный участок 20

Полигональный и квази-полигональный феррит. Полигональный или равноосный феррит. Морфология. Ферритная микроструктура, которая формируется при высоких температурах и низких CR в низкоуглеродистых сталях, зарождаются как преципитаты зернограничного феррита (смотри рисунок) и растут внутрь равноосных зёрен с плоских границ. При рассмотрении геометрии зерна этот тип феррита называется равноосным или полигональным ферритом (PF) и обозначается как P (ISIJ bainite committee notation [2]). Возможные формы зародышей феррита: a) зернограничные аллотриаморфы; b) идиоморфы; c) видманштеттовы стенки пластин. Austenite GB 21

Примеры микроструктур с PF PF (светлые зёрна) сформированные в стали HSLA-80 (0. 06 C-1. 45 Mn-1. 25 Cu-0. 97 Ni-0. 72 Cr -0. 42 Mo) для изотермического превращения при 675 0 C в течении 500 с. Тёмная структура – мартенсит, сформированный во время охлаждения [3]. 22

Смешанная микроструктура, содержащая зёрна PF и перлита (P), может формироваться в сталях с относительно высоким содержанием углерода Микроструктура стали A 36 (0. 17 C-0. 74 Mn-0. 012 Si), полученная после CCT теста [4]. 23

Формирование микроструктуры PF стимулируется низким размером зерна аустенита и остаточной деформацией (упрочнением) Микроструктуры PF получены из тестов на CCT для различных коммерческих низкоуглеродистых сталей [4]. DQSK (d =38 m) Nb-сталь (d =18 m; r=0. 5) CR 100 0 C/s V-сталь (d =36 m) сталь Nb/Ti-50 (d =18 m) DQSK (Drawing Quality Special Killed); d - размер зерна аустенита; r – остаточная деформация. 24

Квазиполигональный феррит (QPF). Морфология. Эти микроструктуры характеризуются зернами квазиполигонального феррита с нерегулярными границами и формируются при более низких температурах (высоких CR) чем PF. Микроструктуры QPF обозначаются как q (ISIJ bainite committee notation [2]). QPF формируется в ультранизкоуглеродистых сталях (0. 005 C-3. 0 Mn) [3]. CR = 50 0 C/s 25

Микроструктура QPF поученная после промышленного охлаждения для стали HSLA Nb/Ti - 80 CR 50 0 C/s; Tcoil = 650 0 C Смешанная микроструктура, состоящая из множества зёрен с размером (EQAD) в пределах 2 -3 m и небольшого количества больших зёрен, является типичной для горячекатаных коммерческих HSLA-Nb/Ti сталей. 26 26

Морфология феррита, кинетика превращения и размер зерна феррита – как функции от скорости охлаждения и размера зерна аустенита. Химический состав исследуемых сталей (wt. %). Te 3 27

Условия охлаждения, параметры кинетики превращения и размер ферритного зерна для Стали 2 28

Ферритные микроструктуры, полученные при различных условиях охлаждения для Стали 2 Размер зерна аустенита d = 12 мкм. PF (CR = 5 0 C/s; d = 6. 7 мкм) QPF (CR = 46 0 C/s; d = 5. 2 мкм) 29

Температура старта превращения TS и размер зерна феррита как функции от скорости охлаждения и размера зерна аустенита для Стали 2 d = 24 m d = 12 m 30

Плотность дислокаций в P/QP феррите Плотность дислокаций в микроструктурах полигонального/квазиполигонального (P/QP) феррита радикально уменьшается с увеличением температуры превращения. Сплав Fe - 2%Mn [5]: a, b) P-феррит, полученный при охлаждении в печи ( d 2 1012 m-2); c, d) QP-феррит, при охлаждении на воздухе ( d 5 1013 m-2) 31 31

Электронные (TEM) микроснимки зёрен QP-феррита в стали 2 d 1014 m-2 При высокой плотности дислокаций в QP-феррите зёрна могут быть в значительной мере неравноосными. Дислокации имеют могут быть свободными, формировать ячеистые структуры или другие конфигурации, 32

Механизмы зарождения и роста зёрен феррита. Зарождение. Движущая сила для аллотропического превращения невысокая (905 Дж/моль). Гомогенное зарождение затруднено, поэтому зарождение обычно происходит на дефектах кристаллического строения, преимущественно в углах аустенитных зерен, затем на ребрах зерен и на грани зерна [6]. Модель аустенитного зерна. Зёрна феррита растут из углов зёрен 33

Зарождение зёрна PF из угла зерна аустенита в сплаве Fe-3. 75 Ni. зерно PF Границы ферритного зерна пересекают первоначальные границы зёрен аустенита (AGB). Для выявления AGB в виде термических канавок образец подвергся электрополировке и нагреву до 1000ºС в 34 вакууме [5] 34

Средний размер зерна аустенита, предполагается, имеет 20 углов, каждый образован четырьмя соседними зёрнами. Поэтому, максимальное количество зародышей феррита на одно зерно аустенита M приблизительно равно 5. где Nnucl – максимальное количество зародышей ферритных зёрен на единицу объёма; dau – размер зерна аустенита. 35

Рост Восстановительный рост зёрен феррита из аустенита, сопровождаемый диффузионным перераспределением углерода между (bcc) и (fcc) -фазами. 36

Углерод покидает феррит и перемещается внутрь аустенита за счёт массопереноса углерода через межфазную границу: где V – скорость межфазной границы. В аустените диффузионный поток углерода описывается: Общий поток углерода на межфазной границе расситывается как разность двух потоков: Для заметки: конечный поток углерода не обязательно равен нулю на всех стадиях превращения. 37

Схематические профили концентрации углерода на межфазной границе для конечного зерна аустенита [7]. Ускоренная диффузия Малая подвижность Пунктирная линия даёт концентрационный профиль для быстрой диффузии углерода в аустените. Другой вариант - сплошная линия концентрационный профиль углерода в случае большой подвижности межфазной границы. 38

Список литературы 1. J. S. Kirkaldy and E. A. Baganis // Metall. Trans. A, - 1978, V. 9 A, pp. 495 -501. 2. Atlas for Bainitic Microstructures, 1992, V. 1, ISIJ, Tokyo. 3. G. Krauss and S. W. Thompson. Ferritic Microstructures in Continuously Cooled Low-and Utralow-carbon Steels // ISIJ International, 1995, V. 8, pp. 937 -945. 4. M. Militzer, R. Pandy and E. B. Hawbolt. Ferrite Nucleation and Growth During Continuous Cooling // Metall. Trans. A, 1996, V. 27 A, pp. 15471555. E. A. Wilson. The Transformation in Low Carbon Steels // ISIJ International, 1994, V. 34, pp. 615 -630. 6. W. Huang and M. Hillert. The role of grain corners in nucleation // Metall. Trans. A, 1996, V. 27 A, pp. 480 -483. 7. G. P. Krielaart, J. Sietsma, S. van der Zwaag // Mater. Science Engin. , 1997, V. 237 A, pp. 216 -223. 39

Видманштеттов феррит 40

Введение. Крупные, вытянутые кристаллы феррита (с отношением сторон более чем 4: 1) идентифицируются как видманштеттов феррит (WF). Кристаллы WF, которые зарождаются на границах зерна аустенита или на аллотриаморфах полигонального феррита, называются видманштеттовыми пластинами, согласно упомянутой классификационной системе [1]. В классификационной системе ISIJ Bainite для WF используется символ W. Этот тип феррита характеризуется игольчатой или пластинчатой формой. WF в дальнейшем описывается как “превращенный обычным образом”, что связывается с отсутствием или минимальным наличие субструктур (низкая плотность дислокаций). Механизмы, по которым формируется WF, всё ещё обсуждаются. Общее мнение, что WF формируется при быстрых скоростях охлаждения и в более низком диапазоне температур, чем равноосный феррит. 41

Морфология. WF (большие вытянутые белые зёрна) сформированный в стали HSLA-80 в результате изотермической выдержки в течение 100 с при 600 0 C. Тёмные участки - мартенсит, сформированный во время охлаждения после изотермической выдержки [1]. 42

Оптические микроснимки, показывающие развитие изотермического превращения аустенита при 650 0 C (высокочистая сталь Fe-0. 12 C-3. 3 Ni) [2]. =6 с Аллотриаморфный феррит = 12 с 43

= 18 с = 400 с 44

Механизмы зарождения и роста видманштеттовых пластин. Зарождение. Микроснимки, показывающие микроструктурную эволюцию в случае изотермического превращения для стали 0. 004 C-0. 19 Si-2. 98 Mn-1 Cr 0. 01 Nb-0. 01 Ti [3]. = 30 с при 625 0 C 45

= 600 с при 625 0 C = 10 с при 600 0 C 46

Возможные механизмы зарождения пластин WF [2]. Схематичная иллюстрация 3 типов морфологий зернограничного феррита: a) аллотриаморфы; b) вторичные пластины; c) первичные пластины. 47

Три возможных механизма формирования пластин: a) морфологически нестабильный механизм; b) ответное зарождение пластин поверх аллотриаморфов; c) стремительное столкновение первичных пластин. 48

Микроснимки, показывающие изолированные и столкнувшиеся первичные пластины [2]. = 3 с при 650 0 C = 3 с при 675 0 C 49

TEM, показывающие многообразие кристаллов феррита и разориентации между аллотриаморфом и пластинами в случае превращения для 3 с при 600 0 C [2]. 50

Примеры выпуклостей феррита без границ феррит/феррит между разными кристаллами [2]. = 2 с при 550 0 C 51

Итог по механизмам зарождения [2]. • Группы из вторичных пластин, которые развились на аллотриаморфах, состоят не из монолитных простых кристаллов, сформированных по механизму морфологической нестабильности, а из различных кристаллов, имеющих существенные разориентации и границы / между ними. • Формирование пластин возможно по двум различных механизмам. При первом механизме, первичные пластины формируются изначально, быстро сталкиваясь вдоль их оснований. Ответное (индуцированное) зарождение дополнительных первичных пластин также может быть составляющим элементом данного процесса. • При втором механизме зарождение ферритных пластин происходит на ранее сформированных зернограничных аллотриаморфах феррита. Вследствие этого наблюдаются существенные разориентации и / границы между пластинами WF и аллотриаморфными областями, с которыми они связаны. 52

Рост Сложный профиль линии раздела зёрен феррита, имеющих различную форму: a) тонкие пластины; b) толстые пластины; c) chunk кусок (плоская поверхность раздела). r – радиус в вершине L – характерное расстояние для снижения концентрации углерода 53

Предположим, что: где a 1. Из (2) (смотри предыдущую лекцию) мы имеем: (1) Кинетика роста пластины отличается от роста ломтя (chanky) по трём основным составляющим: 1. Радиус кривизны в вершине пластины может быть очень маленьким (10 -100 нм). Поэтому, скорость роста пластины будет намного выше чем скорость роста аллотриаморфа. 2. Из-за маленьких радиусов вершины, скорость диффузии углерода намного ниже чем скорость роста пластин. 3. Концентрационный профиль углерода по средней линии вершине не зависит от времени и рост будет происходить установившейся (постоянной) скоростью. 54 в с

Эффект изменения линии существования фаз (a) и сложный концентрационный профиль вдоль средней линии для игольчатой вершины зерна феррита (b) Искривлённые линии – ниже линий для равновесной фазовой диаграммы: (2) rc – критический радиус вершины. 55

56