4. В отличие от перлитного мартенсйтное превращение в углеродистой стали не имеет инкубационного периода. Длина горизонтали Мн на рис. 98 никакого физического смысла Как отрезок времени, в течение которого идет мартенсйтное превращение, не имеет. Горизонталь соответствует температуре, ниже которой чрезвычайно быстро, практически мгновенно , образуется некоторое количество мартенсита.

5. Мартенсит образуется в форме пластин, растущих сТромад-ной скоростью (порядка 1 км/с) при любых температурах, в том числе и ниже 0° С. После мгновенного образования мартенситная пластина не растет. Количество мартенсита при охлаждении ниже точки iW увеличивается не вследствие подрастания уже образо-вавигихся пластин, а в результате мгновенного возникновения все новых и новых пластин. Эта особенность также резко отличает мартенсйтное превращение от перлитного. В процессе развития перлитного превращения не только образуются новые, но и растут ранее образовавшиеся колонии (см. рис. 73).

6. Между решетками кристаллов мартенсита и исходного аустенита имеется определенное ориентационное соотношение, закономерная ориентировка решетки мартенсита по отношению к решетке аустенита, в то время как при перлитном превращении решетки фаз, входящих в эвтектоидную смесь, могут быть и произвольно ориентированы по отношению к решетке исходного аустенитного зерна.

7. При мартенситном превращении в углеродистых сталях на плоской полированной поверхности образца образуется характерный рельеф, свидетельствующий об изменении формы превращенного объема аустенита. При перлитном превращении такой рельеф не возникает. Характерный рельеф на исходной плоской поверхности образца может служить главным внешним признаком мартенситного превращения в стали.

Мартенсйтное превращение, открытое при изучении закалки углеродистых и легированных сталей, как выяснилось впосле;дст-вйи, является одним из фундаментальных способов перестройки кристаллической решетки, свойственным самым разным классам кристаллических веществ: чистым металлам, безуглеродистым сплавам на основе железа, сплавам цветных металлов, полупроводниковым соединениям и др.

Для теории термической обработки наиболее важнЫ исследования мартенсйтных превращений в системах Fe-С (см. рис. 69) и Fe-Ni (см. ниже рис. 104).

: Обе системы представляют исключительно большой практический интерес: Fe-С как основа сталей, а Fe-N1 как основа сравнительно молодой группы высокопрочных мартенситно-ста-реющих сплавов (см. § 47).

Ниже на примере тих систем рассмотрены основные закономерности мартенсйтных превращений.

18 3

§ 32. ТЕРМОДИНАМИКА МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ

Начнем термодинамический анализ с простейшего случая (рис. 100) - система характеризуется полиморфизмом твердого раствора и отсутствием трехфазных равновесий (эвтектоидных, пе-ритектоидных). При достаточно медленном охлаждении сплава Cq (рис. 100, а) в интервале температур от точки / до точки 2 протекает полиморфное превращение Р/ 2 -*-аг-2.

При любой температуре а- и Р-растворы на базе модификаций компонента А характеризуются своими кривыми свободная энергия - состав (рис. 100, б). При температуре То кривая свободной энергии Р-фазы расположена ниже соответствующей кривой а-фазы

Рис. 100. Участок диаграммы состояния системы с полиморфизмом твердого раствора (о) и кривые свободная энергия = состав для а- и (3-фаз при разных температур pax (б)

т. е. р-раствор при любой его концентрации стабильнее а-раствора

< Fa). Кривые Fa и f р сходятся в точке равновесия двух модификаций чистого компонента А (см. соответствующую температуру То на рис. 55).

С понижением температуры до Т, и Тд свободная энергия а- и Р-фаз возрастает, причем так, что кривые Fa и Fp пересекаются. Общая касательная к двум кривым свободной энергии определяет концентрации фаз, находящихся в равновесии при данной температуре (см. § 19). Например, касательная аЬ на рис. 100, б характеризует равновесие а-фазы состава а- и р-фазы состава Ь при температуре Т (см. рис. 100, а).

Стабильное равновесие ад- + рь- достигается при очень медленном охлаждении, когда полиморфное превращение сопровождается диффузионным перераспределением компонентов между исходной и новой фазами. При ускоренном охлаждении сплава из р-области такое перераспределение компонентов может быть полностью подавлено.

Сопоставим при разных температурах значения свободной энергии а- и р-фаз одинакового состава, отвечающего составу сплава Со.

При температуре Т Fp < F (точки d и / на рис. 100, б), при Тг Fp = Fa (точка g) и при Тд Fp > F (точки m и п). Следовательно, свободная энергия исходной Р-фазы при охлаждении возрастает интенсивнее, чем свободная энергия а-фазы того же состава, и ниже некоторой температуры (Т для рплава Со) фазы меняются местами по величине свободной энергии: исходная фаза обладает большей свободной энергией, чем новая. Кривые температурной зависимости свободной энергии двух модификаций твердого раствора одинакового состава идут, пересекаясь, аналогично соответствующим кривым двух модификаций чистого компонента (см. рис. 55). Принципиальное различие состоит в том, что в случае чистого металла точка пересечения кривых свободной энергии отвечает температуре стабильного равновесия двух его модификаций, а в случае сплава-температуре метастабильного равновесия переохлажденного Р-раствора с метастабильным а-раствором того же состава. Если бы успело произойти диффузионное перераспределение компонентов, то при рассматриваемой температуре метастабильного равновесия Т в сплаве Со образовалась бы равновесная смесь фаз разного состава ад + Рб .

Для любого сплава рассматриваемой системы можно указанным способом отметить на диаграмме состояния температуру равенства свободных энергий метастабильных а- и Р-фаз одинакового состава. Геометрическим местом точек таких температур является линия Г То на рис, 100, а.

В любом сплаве при переохлаждении исходной р-фазы до тем-йератур ниже линии TToee свободная энергия становится больше, чем у а-фазы того же состава, т. е, появляется термодинамический стимул AF == Fp - Fa полиморфного превращения р -> а без Изменения состава. Например, в сплаве Со при превращении tii. 185