Критические режимы для старта волнового роста кристаллов новой фазы в метастабильно устойчивых сплавах

Екатеринбург
Издательство Уральского университета
2020

МИНИСТЕРСТВО НАУКИ И ВЫСШЕГО ОБРАЗОВАНИЯ  
РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ

УРАЛЬСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ЛЕСОТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ 

В. Г. Чащина

КРИТИЧЕСКИЕ РЕЖИМЫ ДЛЯ СТАРТА 
ВОЛНОВОГО РОСТА КРИСТАЛЛОВ 
НОВОЙ ФАЗЫ В МЕТАСТАБИЛЬНО 
УСТОЙЧИВЫХ СПЛАВАХ

Учебное пособие

Рекомендовано к изданию научно-методическим советом  
Уральского государственного лесотехнического университета

УДК 544.2(07)
ББК 
22.3я7

 
Ч305

Ре ц е н з е н т ы:
С. Д. Прокошкин, доктор физико-математических наук, профессор,  
главный научный сотрудник кафедры обработки металлов давлением 
Национального исследовательского технологического университета «МИСиС» 
(Москва);
С. П. Беляев, доктор физико-математических наук,  
ведущий научный сотрудник кафедры теории упругости  
Санкт-Петербургского  
государственного университета

Ч305
Чащина, В. Г.
Критические режимы для старта волнового роста кристаллов 
новой фазы в метастабильно устойчивых сплавах : учебное пособие / 
В. Г. Чащина ; Министерство науки и высшего образования Рос-
сийской Федерации, Уральский государственный лесо технический 
университет. —  Екатеринбург : Изд-во Урал. ун-та, 2020. — 61 с. : 
ил. —  Библиогр. : с. 55–60. — 300 экз. —  ISBN 978-5-7996-2976-2. —  
Текст : непосредственный.

ISBN 978-5-7996-2976-2

Динамическая теория мартенситных превращений используется при 
интерпретации критических скоростей охлаждения для начала быстрого 
роста пластинчатых кристаллов мартенсита, а также оценки критических 
скоростей охлаждения, времен инкубации и эффективной скорости роста 
макропластины бейнитного феррита.
Пособие рекомендуется студентам, магистрантам, аспирантам и специ-
алистам в области физики твердого тела, физического материаловедения 
и физического металловедения.
УДК 544.2(07)
ББК 22.3я7

© Чащина В. Г., 2020
ISBN 978-5-7996-2976-2 
© Издательство Уральского университета, 2020

ОГЛАВЛЕНИЕ

Введение 
4
1. Данные о критических скоростях охлаждения  
для протекания мартенситных превращений 
8
2. Пространственные масштабы, характерные  
для начальных возбужденных состояний  
при формировании мартенситных кристаллов 
14
3. Оценки критических скоростей охлаждения в динамической  
теории мартенситных превращений 
21
3.1.  О выборе значений параметров для количественных оценок 
23
3.2. Оценки критических скоростей охлаждения 
для нелегированных сталей 
26
3.3. Оценки для легированных сталей 
26
4. Особенности формирования бейнитного феррита в сталях 
29
5. Динамическая теория формирования кристаллов  
бейнитного феррита 
33
5.1. Пары волн, управляющие образованием  
кристаллов реечного типа 
36
5.2. Сценарии формирования субреек бейнитного феррита 
с нетипичными для мартенсита ориентациями габитусов 
38
6. Оценки характерных времен и эффективной скорости роста 
макропластины бейнитного феррита 
43
7. Обсуждение результатов 
46
Заключение 
51
Вопросы для самоконтроля 
53
Библиографические ссылки 
55

ВВЕДЕНИЕ

«Одна из главных целей теоретиче-
ского исследования —  найти точку зре-
ния, с которой предмет представляется 
наиболее простым».
Джозайя Уиллард Гиббс

Бездиффузионный рост кристаллов при спонтанных (в ходе 
быстрого охлаждения или нагрева) мартенситых превращениях 
(МП) неизменно привлекает внимание исследователей как в силу 
его научной содержательности, так и практической значимости. 
Большой объем экспериментальной информации об особенностях 
протекания МП в сплавах железа имеется и в монографиях, 
и в учебниках (см., напр., [1–5]).
Сложность проблемы долгое время ограничивала теоретическое 
описание рамками термодинамического и кристаллогеометрическо-
го подходов, базировавшихся (явно или неявно) на представлениях 
о квазиравновесных зародышах новой фазы, что, помимо монографий 
и учебников, отражено в оригинальных статьях и многих обзорах (
см., напр., [6–13]). Только после введения новых представлений 
о стадии зарождения мартенсита удалось развить динамическую 
теорию волнового управления ростом мартенситного кристалла 
при спонтанных МП, существенно увеличившую степень полноты 
описания наблюдаемых особенностей превращения.
Различные аспекты динамической теории представлены применительно 
к росту отдельного кристалла для γ–α (ГЦК-ОЦК или 
ОЦТ) МП в [14–23], для α–ε (ОЦК-ГПУ) в [24; 25], для В2-В19 (В19′) 
МП в сплавах с эффектом памяти формы в [26]. Хорошо известно, 
что МП с признаками фазового перехода первого рода протекают 
при температурах, отклоняющихся от температуры равновесия 
фаз T0, т. е. в неравновесных условиях. Далее, если не сделано 

специального замечания, имеется в виду процесс охлаждения, 
и температуры Ms начала МП ниже T0. Задание значения температуры 
Ms предполагает конкретный состав сплава и однородное 
распределение компонентов по объему. В связи с кооперативным 
характером превращения и высокой (сверхзвуковой) скоростью 
роста кристаллов конечный продукт не соответствует абсолютному 
минимуму свободной энергии, т. е. является метастабильно 
устойчивым. Поэтому на диаграмах фазового равновесия области, 
соответствующие состояниям мартенсита, либо не указываются, 
либо отмечаются пунктиром. Хотя время жизни мартенситной 
фазы может быть очень большим (в области низких температур), 
в конечном итоге ее распад неизбежен. Ясно также, что при сравнительно 
низких скоростях охлаждения и состояние аустенита 
может терять устойчивость по отношению к процессам выделения 
равновесных фаз.
Так, например, для сталей типично выделение фазы Fe3C (цементита), 
реализующееся при неподавленной диффузионной активности 
углерода, обладающего высоким коэффициентом диффузии. По-
скольку величина Ms существенно зависит от концентрации легиру-
ющего элемента (и его электронной конфигурации в сплаве [14, 17]), 
то диффузионное перераспределение атомов легирующего элемента 
сопровождается появлением локальных областей с различающимися 
значениями Ms. В частности, при быстром охлаждении до некото-
рой температуры Bs > Ms и последующей изотермической выдержке 
стальных образцов естественно ожидать, что спустя некоторое кри-
тическое время (инкубационный период) τi, возникнут области, обед-
ненные углеродом, в которых температуры Ms поднимутся до уровня 
Bs. Значит, спустя время τi возможен быстрый рост по мартенситному 
механизму кристаллов, способных включать в свой объем мелкие 
фрагменты цементита. Эта картина и наблюдается. Кристаллы новой 
α-фазы, формирующиеся в таких условиях (или в ходе сравнитель-
но медленного непрерывного охлаждения), называют бейнитным 
ферритом, хотя они обладают подобным с кристаллами мартенсита 
набором однозначно связанных морфологических признаков, ука-
зывающих на кооперативный характер превращения.

Заметим, однако, что до сих пор существуют (и упоминаются 
на равных правах как альтернативные) две гипотезы. В рамках 
первой, согласующейся с тем, что уже сказано, механизм роста 
кристаллов бездифузионный, вполне аналогичный мартенситно-
му, диффузия же ответственна за подготовку области для начала 
быстрого роста.
В рамках второй гипотезы диффузия имеет место и на стадии 
роста кристалла. Построение динамической теории роста мартен-
ситных кристаллов, на наш взгляд, позволяет отдать предпочтение 
первой гипотезе, по крайней мере для так называемого нижнего 
бейнита с температурой начала превращения Bs из интервала тем-
ператур, примыкающего к Ms. Напомним, что динамическая теория 
базируется на новой парадигме, согласно которой запуск роста 
кристаллов мартенсита в локальных областях упругих полей дефек-
тов начинается с появления начального возбужденного состояния 
(НВС) колебательного типа, порождающего старт управляющего 
волнового процесса (УВП).
НВС имеет форму вытянутого прямоугольного параллелепипеда 
с поперечным размером d, меньшим по порядку величины разме-
ра L, задающего масштаб расстояний между дефектами (как пра-
вило, дислокационной природы) с дальнодействующими упругими 
полями в монокристаллических или крупных кристаллах [14, 18–21]. 
В мелких же кристаллах, объем которых свободен от дислокаций, 
L порядка диаметра зерна D.
Таким образом, в динамической теории становится физически 
очевидным тот пространственный масштаб (d), который наряду 
с коэффициентом диффузии задает характерный масштаб времени 
для процесса диффузии углерода (либо другого значимого компонента 
в исследуемом сплаве).
Цель данного пособия —  продемонстрировать конструктивность 
этих представлений при решении проблем, связанных, с одной стороны, 
с существованием критических скоростей охлаждения для 
перехода к морфологии пластинчатого (частично двойникованного) 
мартенсита, а с другой стороны, с оценками времен инкубации τ при 
формировании кристаллов бейнитного феррита реечной формы. 
Знание τ позволяет легко оценивать эффективную скорость роста 

макропластины. Освещение других проблем мартенситного и бей-
нитного превращений выходит за рамки данной работы.
Физическая прозрачность постановки задачи и способа ее решения 
позволяет молодым ученым быстро оценить свои возможности 
в расширении исследований в рамках новой парадигмы для кооперативных 
структурных переходов. Концентрируя внимание на этой 
идеологии, автор учебного пособия позволил себе ограничиться 
небольшим списком используемой литературы.

1. ДАННЫЕ О КРИТИЧЕСКИХ СКОРОСТЯХ 
ОХЛАЖДЕНИЯ ДЛЯ ПРОТЕКАНИЯ 
МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ

Существование критических скоростей охлаждения (закалки) 
vкр — хорошо известный факт [1–5]. Однако интерес представляют 
данные систематических исследований зависимости температур Ms 
начала МП от величины скорости охлаждения v в широком интервале 
значений v, как и зависимостей vкр от концентраций легирующих 
элементов и размера поликристаллов (зерен). Так, например, в обзоре [
27] приведены данные (рис. 1) для сталей с содержанием углерода 
от 0,2 % до 1,545 % при значениях v, не превышающих 16 000 °C/c. 
С температурой Ms отождествляется Ar″, не чувствительная к скорости 
охлаждения, тогда как Ar′ ассоциируется с диффузионным 
превращением. Заштрихованная область соответствует диапазону 
температур превращения. Поскольку рост концентрации углерода 
сопровождается снижением Ms, коэффициент диффузии углерода 
уменьшается, а значит, снижается и величина vкр.
Увеличение скоростей охлаждения позволило выявить более 
содержательную картину. Так, в работах по скоростному охлаждению 
аустенита [28–32] железа (технического и очищенного) и сталей, 
включая углеродистые и легированные, установлено наличие 
до четырех температурных ступеней («плато») (I–IV) начала γ–α 
превращения, заметно различающихся значениями температур, 
как показано на рис. 2. Видно, что по крайней мере три «плато» 
(II–IV) оказываются нечувствительными к изменению скоростей 
охлаждения в определенных интервалах этих скоростей и, следовательно, 
могут соотноситься с температурами Msi. Заметим, что при 

скоростях закалки ~104 K/c и ступень I становится нечувствительной 
к изменению скоростей охлаждения.
При увеличении концентрации С второго компонента с каждой 
из ступеней I–IV можно связать ветви концентрационных зависимостей 
Msi(С). Причем, как правило, добавление легирующего 

Рис. 1. Зависимость температур фазовых превращений от скорости 
охлаждения для ряда сталей [27]

элемента ведет к снижению Msi (исключение составляют Co и Al). 
Из-за различия темпов снижения Msi(С) происходит пересечение 
ветвей при некоторых концентрациях, превышение которых при-
водит к сохранению в качестве наблюдаемой ветви с меньшим зна-
чением производной |d(Msi)/d(С)|. Сказанное иллюстрирует рис. 3 
для зависимостей Msi(С) системы Fe-Ni. В результате в области 
больших концентраций С наблюдается лишь четвертая ветвь. Для 
легированных сталей достаточно типичен вариант, при котором 
в случае умеренных концентраций могут реализоваться третья 
и четвертая ветви. «Переключение» между этими ветвями проис-
ходит при превышении скоростями охлаждения некоторого кри-
тического значения, которое можно рассматривать одновременно 
в качестве финишного значения (vкр3)f и стартового значения (vкр4)s
для реализации четвертой ветви.
Систематические измерения величины (vкр3)f для достаточно 
представительного набора легированных сталей с калиброванными 
размерами поликристаллов были выполнены в [32] и представлены 
в табл. 1.

Рис. 2. Зависимость температуры начала γ‒α превращения от скорости 
охлаждения для железа с низким содержанием углерода: 
1 — 10–8÷10–7 %; 2 — 0,005 %. Скорости охлаждения приведены 
в логарифмической шкале