CC BY
14
В1СНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХН1ЧНОГО УН1ВЕРСИТЕТУ 2003р. Вип. №13
УДК 669.017.07
Ткаченко И.Ф.1, Ткаченко К. И.2
О ПРИРОДЕ ВЛИЯНИЯ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА КИНЕТИКУ РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА
На основе предложенной термодинамический модели выполнен количественный анализ влияния легирующих элементов на кинетику распада переохлажденного аустенита. Показано, что основными факторами, определяющими характер и степень влияния легирования на процессы распада являются: интенсивность граничной самодиффузии железа и разность химических потенциалов железа в а - и у -фазах. Впервые выполнены теоретические расчеты диаграмм изотермического распада переохлажденного аустенита для ряда легированных сталей, которые хорошо согласуются с известными экспериментальными данными
Легирование стали является одним из основных способов существенного воздействия на кинетику распада переохлажденного аустенита, морфологию и свойства образующихся структур. Хорошо известно, что по характеру своего влияния на процессы распада легирующие элементы подразделяются на две группы: элементы, повышающие устойчивость аустенита к превращению в интервале температур А3 ...Мн; элементы, ускоряющие распад в тех же условиях. Однако, механизм влияния указанных элементов на кинетику превращений аустенита при охлаждении до сих пор однозначно не установлен. Многочисленные попытки связать такое влияние с электронной структурой и атомными параметрами легирующих элементов, их физико-механическими характеристиками, типом кристаллической решетки и др. пока не увенчались успехом. Вместе с тем, эффективность использования легированных сталей определяется, прежде всего, оптимальным выбором систем легирования, а также концентраций вводимых элементов. Указанный выбор, возможен лишь на основе научно-обоснованных количественных данных о факторах, определяющих индивидуальный характер воздействия элементов на кинетику превращений переохлажденного аустенита при раздельном и совместном их введении в сталь.
Целью настоящей работы является разработка термодинамической модели диффузионного распада переохлажденного аустенита, обеспечивающей возможность количественного прогноза кинетики этого процесса в легированных сталях.
Хорошо известно, что распад переохлажденного аустенита включает в себя два основных этапа. На первом этапе происходит формирование зародышей а -фазы критического размера. Поскольку размер таких зародышей - г ~ 8-10"6 см [1], то, при максимально возможном их количестве -1-109 см"3, объем образовавшейся фазы составляет ~ 10~3 %. Следовательно, на стадии формирования зародышей фазовое состояние практически не изменяется. Началом превращения обычно считают время г5%, по истечении которого образуется ~5 % продуктов превращения при данной температуре. В этом периоде линейная скорость роста сферического зародыша должна изменяться по закону со = со / (1 - 1//? ), где а, -скорость миграции плоской границы, а п = г/гсг. Так как при
том же числе зародышей к концу периода г5%, когда объем превращения составляет ~ 5 %, радиус увеличивается примерно на порядок, то будем иметь: со ~ 0.9 • со х . В таком случае можно принять, что средняя скорость роста в течение периода г5% составляет ~ 0.5 • со х . Таким образом, представляется очевидным, что скорость образования а -фазы в изотермических условиях в пределах промежутка времени г5% определяется скоростью миграции границ
1 ПГТУ, канд.техн.наук, доц.
2 ПГТУ, студент
раздела а - и у -фаз. В связи с этим важно иметь представление о параметрах, определяющих скорость миграции межфазных границ.
Известно [2], что рост одного из двух контактирующих зерен происходит за счет граничной самодиффузии, имеющей вакансионный механизм. Установлено [2], что энергия активации граничной самодиффузии, Qpe, равна энергии активации перемещения вакансий, Qv, причем величина предэкспоненциального множителя /.),('' объемной самодиффузии равна
для случая диффузии по границам [3]. Отсюда вытекает, что перенос атомов железа через межфазную границу будет определяться величиной:
DZ=D^exp(-Qv/RT), (1)
а скорость перемещения границы зерна можно выразить соотношением:
co=DfeA^a/RT8, (2)
где разность химических потенциалов железа в у и а - фазах; 8 - ширина межфазной
границы. Как видно, для выполнения расчетов скорости со необходимо, в частности, иметь данные о величине . Для чистого железа такие данные приведены в работе [4]. Обра-
ботка их позволила выразить зависимость А¡и^а от температуры уравнением:
Aju^a = 1,78 • 103 • (Т/А° )3 - 2,07 • 103 • (т/А% f -1,20 • 103 • (Т/А% ) +1496, (3)
где А® - температура у <-> а превращения чистого железа. В свою очередь, разность химических потенциалов железа в аустените и феррите будет равна:
АКкс)/аРе(С) = К'ос + RT 1П ("уЩС) /aaFe(C) ) , (4)
где dyFe(c) и a!/i'c(C)' активность железа в аустснитс и феррите, соответственно. Заметим, что в процессе превращения аустенита с исходной концентрацией углерода С0, его состав следует считать неизменным и, поэтому, ^уре(С) = const при всех температурах распада. В то
же время, в а- твердом растворе по мере понижения температуры от А° до Мн концентрация углерода будет увеличиваться в соответствии с уравнением:
Са=ехр[-9,75(Г-475)/4°], (5)
Fe
Следовательно, величина aaFe(C) также будет являться функцией температуры. Учитывая то, что а - и у - твердые растворы являются разбавленными, примем = (l - AC' j и
aaFe(c) = (' ~ ^а ) гДе ^у и ^а ~ молярные доли углерода в у и а - твердых растворах. Тогда, выражение (4) перепишется так:
A^eFe(c)laFe(c) = X + RT In [(l - Ncy )/(l - Nca )] (6)
Зависимость Nr от температуры определяется на основе выражения (5). Далее необходимо получить выражение, определяющее зависимость Т50/о от температуры превращения. Для этого примем, что в единице объема аустенита при данной температуре распада образовалось т зародышей, которые растут со средней скоростью (О . Если пренебречь исходным объемом зародышей критического размера, то легко можно показать, что время Т50/о в течение которого образуется 5 % а - фазы будет определяться выражением:
г5%=(0,15/4л™)1/3/® (7)
Значения Т50/одля различных температур могут быть рассчитаны с помощью (7) на основе уравнения (2). При этом интерес представляет определение характера и степени влия-
ния легирующих элементов на Т5% . Из выражения (2) следует, что влияние легирующих элементов может проявляться через их воздействие на ЙД' и . Приемлемые для расчетов данные о влиянии легирующих элементов на величину Оре в сплавах на основе железа приведены в работе [5], Что касается влияния элементов на величину то как следует из (3) и
, ,ч ло .¿Ре Ш
(4), оно может проявляться в изменении температуры Л3 и активностей агре(о и аа№(С) • Воздействие элементов на точку А3 можно выразить в следующем виде:
(8)
где п- концентрация / - го легирующего элемента, АА'^ изменение точки А^ при введении
1 % (ат.) / - го легирующего элемента. Влияние легирующих элементов на активность железа в а - и у -твердых растворах с достаточной точностью учесть практически невозможно из-за отсутствия необходимых литературных данных. Для оценочных расчетов можно принять, что при малых концентрациях углерода Л^с < 0,02 и легирующего элемента А' < 0,01 активности железа в а - и у - растворах равны его атомной доле. В таком случае, для легированного ау-стенита разность химических потенциалов железа в а - и у -фазах будет определяться уравнением (6) с учетом изменения точки А',' согласно (8). Компьютерные расчеты температурной
зависимости Т5% выполнены с использованием исходных данных [5] и [6] для аустенита с 0,4 % С (по массе), легированного различными элементами. Результаты расчетов приведены на рисунке. Как видно, во всех сплавах, легированных раздельно Мп, Ж, Сг, Мо, и Со в количестве 1 %, зависимость т5% = / (/ ) имеет «С-образный» характер, но смещена по отношению к координатным осям в различной степени в зависимости от вида легирующего элемента. Из графиков следует в частности, что аустенит, легированный Мп и Сг претерпевает изотермический распад при наиболее высоких температурах среди исследованных сплавов. При наиболее низких температурах процесс распада протекает в сплавах, содержащих М и Мп. Видно также, что наибольшей устойчивостью обладает аустенит в сплаве, легированном Сг, а наименьшей- в сплаве, содержащем Со. Сравнение с литературными данными показывает,
что влияние ¿й на Г является несколько завышенным, а Мп и Мо- заниженным. Что можно объяснить не вполне надежными значениями параметров диффузии вакансий в пределах межфазной границы. В связи с этим следует подчеркнуть, что данные по диффузии вакансий, приведенные в работе [6], получены для всех легирующих элементов, за исключением Щ и Ж, на сплавах дополнительно содержащих ~1.2 % Щ. Очевидно, что по этой причине, в частности, расчетное значения Т™" для сплава с кобальтом (16 с.) существенно превышает Т™" для нелегированного аустенита (9 с.) с той же концентрацией углерода[7].
Предварительный анализ показал, что предложенный в настоящей работе теоретический подход может быть с успехом использован также для изучения совместного влияния нескольких легирующих элементов на устойчивость переохлажденного аустенита, что будет рассмотрено в дальнейших работах.
к
ТПЯ«~ГГГЛ "Т"! Щ
и
№ >—(
I 1
ЗДЁМИ
1С»
х.*
Ы е-"
Е-*
е
Рис.- Температурные зависимости инкубационного периода Т5% распада аустенита в сплаве
Бе + 0.4 %С , легированном 81 (а), Сг (б), № (в), Мп (г), Со (д) и Мо (е).
Выводы
1. Результаты проведенного расчетно-аналитического исследования показывают, что предложенные модель диффузионного распада метастабильного легированного аустенита и методика компьютерного построения соответствующих изотермических диаграмм, позволяют с достаточной достоверностью оценивать степень влияния легирующих элементов на устойчивость переохлажденного аустенита.
2. Установлено, что устойчивость легированного аустенита к распаду в диффузионной области определяется значениями величин: коэффициента граничной самодиффузии железа и разностью химических потенциалов железа в а - и у -фазах.
3. Получено уравнение, позволяющее определять разность химических потенциалов железа в а - и у -фазах при различных температурах на основе данных о смещении равновесной температуры у<>а превращения в сталях за счет легирования.
Перечень ссылок
1. Ткаченко И. Ф. О факторах, определяющих скорость роста а - фазы в переохлажденном ау-стенитИ.Ф.Ткаченко, С.Л.Тихонюк, Л.С.Тнхонюк II Металлы. -1996,- № 2. - С. 38-41.
2. Герцрикен М.А. Диффузия в металлах и сплавах/М.А Герцрикен, И.Я. Дехтяр - М.: Метал-лургиздат, 1960. -564 с.
3. Фриделъ Ж. Дислокации/ Ж. Фриделъ,- М.: Мир, 1967. -481 с.
4. Кауфман Л. Расчет диаграмм состояния с помощью ЭВМ/ Л. Кауфман, Х.Бернстейн - М .: Мир, 1972. - 326 с.
5. Кршитал М.А. Диффузионные процессы в железных сплавах/ М.А. Крнштал - М.: Метал-лургиздат, 1963. - 278 с.
6. Кубашевский О. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа/ О. Кубашееский -М.: Металлургия, 1985. - 183 с.
7. Ткаченко И.Ф. Влияние легирующих элементов на кинетику начальной стадии распада переохлажденного аустенита/ И.Ф.Ткаченко II В1сник Приазов.держ.техн.ун-ту: 36.наук.пр.-2000,-Вип. №10,-С. 83-85.
Статья поступила 29.01.2003
