![back](figuri/back.gif)
|
CAPITOLUL 2
|
![next](figuri/next.gif)
|
Unele consideratii teoretice privind mecanismele
detransformare si deformare a otelurilor inoxidabile austenitice
|
|
Deformarea plastica a monocristalelor si policristalelor
se
face
dupa mai multe mecanisme,care sunt tratate în literatura de
specialitate [76]. Dintre acestea mentionam: deformarea prinalunecare,
deformarea prin formarea blocurilor si rotirea lor, deformarea prin
maclare sideformarea prin pierderea stabilitatii. În fond se
poate spune ca exista doua mecanisme de bazaoperate la nivelul
microscopic: mecanismul bazat pe deplasarea dislocatiilor si mecanismul
bazatpe maclare.
Transformarea austenitei în martensita trebuie
considerat tot
unproces conditionat de deformarea plastica locala [221]. Daca
seconsidera un volum oarecare de austenita, acest volum se afla
înstare de tensionare; nu trebuie sa presupunem ca tensiunile
suntuniform repartizate pe întregul volum; în anumite
locuri saudirectii, din cauza imperfectiunilor cristaline sau a
acumulariidislocatiilor, tensiunile au valori maxime (figura 2.1).
![](figuri/FIG2-1.png)
|
Figura 2.1. Variatia tensiunilor in
volumul cristalului [221]
|
Tinând seama de considerentele de mai sus, de
încercarileexperimentale efectuate în ultimii ani si de
bazele teoretice ale imperfectiunilor din cristalelereale, se
încearca în acest capitol sa se aduca unele contributii si
precizari la mecanismele careau loc la deformarea otelurilor
inoxidabile austenitice, transformarea austenitei în
martensita,precum si unele aspecte legate de influenta deformarii
plastice asupra difuziei.
Otelurile inoxidabile austenitice au o comportare la
deformare
la
temperatura ambianta sila temperatura mai scazuta , deosebit de
complexa. Diferentele de comportare sunt legate de asazisul grad de
stabilitate fata de transformarea martenitica. Aceasta stabilitate este
conditionatade compozitia chimica, temperatura si gradul de deformare.
S-au observat diferente decomportare între alijele “stabile”
cât si între cele“instabile” [129].
2.1. Imperfectiuni în structura
otelurilor inoxidabile
austenitice
Structura de baza a acestor oteluri este austenita-γ
(CFC) cu
un
parametru al retelei de aγ =0,3595 nm. Structura CFC
prezinta particularitatea de a fi una din cele doua structuri
compacte,alaturi de reteaua cristalina hexagonala (HC). Atomii sunt
dispusi în mod “dens” ca niste bile,identice si nedeformbile
(figura 2.2 ). Planurile dense [111] au o structura de planuri
compacte(centrul atomilor în vârfurile unor triunghiuri
echilaterale) - figura 2.3.
![](figuri/Fig2-2.png)
|
![](figuri/Fig2-3.png)
|
Figura 2.2. Impachetarea c.f.c.
|
Figura 2.3. Reteaua c.f.c. Directii
dense (110), planuri dense {111} [129]
|
Diferentele între cele doua retele de maxima
împachetare, HC si CFC, consta în secventa deasezare
în spatiu a straturilor atomice compacte. La reteua CFC,
succesiunea straturilor este ABCABC,iar la reteaua HC succesiune aeste
AB AB... fig.2.4. [145, 93, 221, 188].
![](figuri/Fig2-4.png)
|
Figura 2.4. Succesiunea straturilor
atomice de maxima compactitate:
a) stratul bazal la reteaua hexagonal compacta;
b) stratul din planul diagonal spatial la reteaua cubica cu fete
centrate. |
Structura HC o gasim la Ti si Co. Ea a fost observata si
la
fierul
pur aflat la presiune ridicatasi temperatura scazuta. De aici deriva si
denumirea de ε. Aceasta faza apare si la otelurileinoxidabile
austenitice. Se poate spune ca nu este deloc surprinzator ca aceasta
faza apare laotelurile inoxidabile austenitice , data fiind asemanarea
evidenta între cele doua retele compacteCFC si HC.
În general faza HC (notata cu ε în cazul
otelurilor
inoxidabile) este o faza care apare latemperaturi scazute. Stabilitatea
fazei ε este determinata în principal de compozitia otelului.
Cobaltul favorizeaza existenta fazei ε.
În reteua cristalina HC, singurele planuri cu
densitate
mare
sunt planurile de baza (0001).
Între cele doua retele CFC si HC ( austenita-γ si
faza
ε)
exista o serie de similitudini:
a) relatii între parametrii
aε = 1/2 aγ √2 , 1/2 diagonala
unei fete
a
cubului;
cε = 2/3 aγ √3 , 2/3 diagonala
principala a
cubului
b) relatii de orientare:
Dislocatii si defecte de
împachetare. Deplasarea dislocatiilor prin cristal produce
oalunecare, de marime si directie anumita, definita prin vectorul
BURGERS al dislocatiei. Acestvector nu poate lua valori arbitrare ci
numai valori corespunzatoare distantelor dintre punctelede retea, ceea
ce înseamna ca alunecarea reciproca a doua parti din cristal se
face pe distanta careleaga o pozitie atomica de echilibru de alta
pozitie de echilibru. În cazul otelurilor inoxidabileaustenitice,
cu retea CFC, cristalul se obtine prin asezarea de structuri atomice
compacte (111)în succesiunea ABC ABC ... (figura 2.4 si 2.5).
Planul din figura 2.5 reprezinta ultimul plan alpartii superioare a
cristalului care va aluneca în timp ce portiunea cristalului
aflata sub acest planva ramâne fixa. Daca vectorul BURGERS are
valoarea AA1, deplasarea dislocatiilor va conducela o
alunecare în cristal în directia [108] cu o distanta
interatomica. Dupa alunecare , portiuneaalunecata ramâne în
pefecta coincidenta cu partea cristalului ramasa fixa,succesiunea
straturilorîn retea ramânând nemodificata (ABC ABC
...). O astfel de dislocatie este perfecta. Daca vectorulBURGERS are
valoarea ABγ si directia [152] dislocatia este imperfecta
sau partiala pentru cadeplasarea ei si alunecarea în cristal pe
care o antreneaza scoate stratul atomic (111) schitat înfigura
2.5 din pozitia corecta A si îl trece în pozitia B; ca
urmare în succesiunea straturillorcompacte (111) apare o
modificare (o alterare) sau un defect de împachetare.
![](figuri/Fig2-5.png)
|
Figura 2.5. Vectorul Burgers (AA1)
al unei dislocatii perfecte si vectorul Burgers (AB1) al
unei dislocatii imperfecte în reteaua cristalina c.f.c. [221]
|
Deci, se poate spune ca defectul de împachetare
apare ca
urmare a deplasarii dislocatiilorimpefecte deoarece deplasarea lorsi
alunecarea în cristal pe care oantreneaza scoate stratul
atomicdin pozitia corecta A si îl trece înpozitia B si ca
dislocatiaimperfecta delimiteaza acestdefect (daca acesta nu
traverseazaîntregul cristal). Aparitiadefectelor de
împachetare ladeformarea austenitei (CFC) dinotelurile
inoxidabile estefavorizata de faptul ca alunecareapeste stratul A a
unui strat atomiccompact, dintr-o pozitie B înpozitia B vecina,
se produce pe undrum zigzag (B-C-B) si nu direct(B-B), existând
posibilitatea caalunecarea sa se faca numaipartial din pozitia B
în C (figura 2.6)
![](figuri/Fig2-6.png)
|
Figura 2.6. Aparitia unui defect de
impachetare la deformarea plastica a unui cristal cu retea c.f.c.
|
Dislocatiile perfecte din CFC au cel mai mic
vector
BÜRGERS si ele sunt de tipul a/2[108]. Aceste dislocatii pot glisa
în planurile continând vectorul BÜRGERS si planurile
[111]γ.Fiecare din cele patru planuri cu densitate maxima de
atomi pot contine sase dislocatii diferite(trei si opusul lor) , iar
fiecare dislocatie poate aluneca în doua planuri dense diferite.
Exemplu: (111)γ poate contine
si poate aluneca în planurile (111)γ si
(111)γ
Dislocatiile imperfecte. În timpul
deplasariiunei
dislocatii perfecte, atomii “baleiaza” prindislocatie efectuând
deplasarea b=a/2[108]. Aceastadeplasare (vezi figura 2.6), asa cum s-a
aratat, estemai usor sa se faca în zigzag, b=b1+b2.
Dupadeplasarea b1 , atomii care s-au deplasat ocupa opozitie
în principiu “interzisa”, dar care nu conducela o distorsiune
mare. Ea perturba pur si simplulocal ordinea de împachetare
normala. Astfel seformeaza un defect de împachetare separat
prindoua dislocatii imperfecte de tip SHOCKLEY (figura 2.7).
![](figuri/Fig2-7.png)
|
Figura 2.7. Defecte de impachetare
|
Aceasta disociere este observabila în cazul
otelurile
inoxidabile austenitice , când fazahexagonala poate fi
întâlnita. Se observa local la nivelul defectului
însusi o scurta secventa de împachetare hexagonal compact
(.. ABAB..).
Vectorii BURGERS b1 si b2 fac
între ei
un unghi ascutit, de unde:||b1|| + ||b2 || <
|| b ||
si energia cumulata de doua dislocatii imperfecte este
inferioara
energiei dislocatiei perfecte:
Dislocatia este naturala, ea este limitata prin energia
defectului
de împachetare astfel creat.Echilibrul este atins când
forta de repulsie între b1 si b2 este compensata de forta de
reculdatorata cresterii energiei defectului cu latimea.
Deformarea la tempertaura mediului ambiant este,
în
general,
asigurata la metale de creeareasi alunecarea dislocatiilor. În
cursul acestor miscari dislocatiile întâlnesc obstacole
(altedislocatii; limite de graunti si alte interfete) care le pot bloca
provocând formarea de împachetaride dislocatii (“pile up”).
Dislocatiile perfecte pot ocoli obstacolele,
alegând un
altplan de alunecare care sa corespunda vectorului lorBURGERS: exp AB
poate aluneca în ABC sau ABD.Dimpotriva o dislocatie descompusa
înrt-un plan exemplu Aδ în planul ABC trebuie sa
ramâna închisa în acest plan.Pentru depasirea
obstacolului va trebui sa se descompunapentru a regasi o dislocatie
perfecta pentru aceasta disociereîntr-un alt plan.
Exemplu: A δ + δB → AB → Aγ + γB
(în ABC) (în ABD)
Acest mecanism este posibil pentru dislocatiileizolate,
dar nu
este
posibil în cazul unde defectele deîmpachetare se suprapun,
cum vom vedea mai departe,aceste suprapuneri putând conduce la
structuri foartestabile.
Acest efect mareste considerabil rezistenta latractiune
(fiura
2.9)
în aliajele cu energie scazuta adefectului de împachetare
(EDI).
![](figuri/Fig2-9.png) |
![](figuri/Fig2-10.png)
|
Figura 2.9. Cure de tractiune pentru
oteluri inoxidabile austenitice [129]
|
Figura 2.10. Influenta temperaturii
si a compozitiei chimice asupra EDI [129]
|
Masurarea directa a EDI efectuata cu
microscopulelectronic cu
transmisie a aratat ca temperatura are o mare influenta, asa cum se
poate vedea înfigura 2.10. O asemenea variatie fusese prevazuta
în cazul aliajelor unde o faza HC este stabila.Ea ramâne
valabila si în aliajele unde o faza HC n-a putut fi pusa în
evidenta.
Influenta compozitiei chimice este extrem de greu de pus
în
evidenta datorita dificultatilorde masurare directa a EDI pentru
diferite aliaje.
Se poate retine ca în cazul otelurilor Fe-Cr-Ni
18-10
EDI
creste cu continuturile de Ni si Crsi scade cu continutul de Co. Se
pare ca elementele interstitiale C si N au o mica influenta asupraEDI.
Macle de deformare. În timpul deformarii
plastice
a
otelurilor inoxidabile apar ca si lacelelalte metale si aliaje, macle
de deformare.
Macla reprezinta o portiune dintr-un cristal cu o alta
orientare
cristalina decât restulcristalelor. La microscop ele apar cu alta
nuanta decât restul grauntelui, pentru ca având
altaorientare cristalina se comporta diferit la atacul cu reactivi
metalografici.
Maclele de deformare apar ca urmare a unor forfecari
în
cristal în cursul procesului dedeformare. Se remarca faptul ca
vectorul forfecarii este vectorul BURGERS al unei dislocatii SHOCKLEY.
Un defect de împachetare poate fi considerat ca un generator de
macla. Osuprapunere de defecte de împachetare va duce la formarea
unei macle mecanice. O dislocatie SHOCKLEY δC face sa treaca atomii
dintr-un plan (111) din pozitia A în B ; B în pozitia C siC
în pozitia A.
Astfel se poate spune ca macla mecanica se poate forma
fie
prin
forfecarea directa aaustenitei, fie prin suprapunerea defectelor de
împachetare.
2.2. Transformarea martensitica
în
otelurile
inoxidabile
În aceste oteluri transformarea martensitica duce
la
aparitia
a doua faze: faza ε, hexagonalcompact, neferomagnetica si faza α',
cubica cu volum centrat tetragonal, feromagnetica. Fazaα'
corespunde martensitei α' specifica otelurilor cu continut
redus de carbon ( oteluri inoxidabile)si nu permite aparitia unei
deformari a retelei tetragonale.
Aceste faze pot aparea prin transformarea spontana a
austenitei la o
temperatura mai micadecât MS, temperatura care depinde
de compozitia aliajului. Nu s-a reusit sa se puna în
evidentapunctele MS pentru cele doua faze α' si
ε.
La temperaturi mai mari de MS ,
transformarile pot
sa
apara si în timpul deformarii plasticea materialului, pâna
la o temperatura limita Md , peste care transformarea
martensitica nu mai esteposibila. Daca se executa deformarea la rece la
temperatura Md≥Ms+150...200°C atunci nu
areloc transformarea austenitei în martensita, indiferent de
gradul de deformare aplicat.
Se poate astfel defini fie o temperatura de
început de
transformare martensitica Ms , deorigine termica, fie o
temperatura Md de transformare martensitica produsa prin
deformareplastica. Aceste temperaturi pot fi calculate plecând de
la compozitia chimica a otelului [129]:
Ms = 1302
-42(Cr%)-61(Ni%)-33(Mn%)-28(Si%)-1667(%C+Ni)
[̊C]
Aceasta formula empirica este valabila pentru
urmatoarele
continuturi:10-18%Cr; 6-12%Ni;0,6-5,0%Mn; 0,3-2,69%Si; 0,004-0,12%C;
0,01-0,06%N.
În figura 2.11 se arata ca pentru o tempertura Ms
foarte scazuta (de exemplu -188oC), un otelpoate suferi o
transformare martensitica prin deformare; mai mult procentajul de
martensitaformata, depinde în acelasi timp de gradul real de
deformare plastica si de temperatura: pentruun grad de deformare dat,
procentajul de martensita creste cu tempertura de deformare.
Astfelrezulta ca se poate defini o temperatura Md corespunzatoare
unei deformari date (exp. Md30).
![](figuri/Fig2-11.png)
|
Figura 2.11. Formarea la diferite
tempearturi a martensitei intr-un otel austenitic de tip 18-8 in
functie de alungire [129]
|
Md30 = 4103 -462(C+N) - 9,2(Si%) - 8,1(Mn%) -
13,7(Cr%) - 9,5(Ni%) - 18,5(Mo%)413 - 462(%C+%N) - 0,2%Si - 8,1%Mn -
13,7%Cr - 0,5%Ni - 18,5%Mo
[̊C]
VMd=413-462(%C+%N)-0,2%Si-8,1%Mn-13,7%Cr-0,5%Ni-18,5%Mo
[̊C]
Aceasta formula datorata lui ANGEL [59] da temperatura Md30
, oC, dupa o deformare realade 30%. În general se
poate spune ca Md este totdeauna superior lui Ms.
În figura 2.12 se arata variatia lui Ms
pentru
oteluri cu 10-14% Ni în functie de continutulde crom pentru doua
continuturi de carbon. Otelul cu cel mai scazut continut de carbon
(0,008%)are cea mai ridicata temperatura Ms , indiferent de
continutul de crom.
![](figuri/Fig2-12.png)
|
Figura 2.12. Evolutia temperaturii
Ms într-un otel cu 10-14% Ni în functie de continutul de Cr
pentru 0,06% si 0,008% C [129].
|
![](figuri/Fig2-13.png)
|
Figura 2.13. Evolutia temperaturii
Ms într-un otel 18%Cr si 0,04%C în functie de continutul de
nichel [129].
|
Figura 2.13 arata, pentru un otel cu 18% Cr si 0,04%C,
rolul
stabilizator al structuriiaustenitice jucat de continutul crescut de
nichel de la 8 la 11%: Ms scade de la -50oC
laaproximativ -2000C. Figura 2.14 arata influenta unei
deformari plastice asupra proportiei de martensita ε sau α'formata
într-un otel 18/8 cu continut scazut în carbon. Din aceasta
figura se desprinde faptul cao deformare plastica (tractiune) la 20oC,
de valoare scazuta, duce la formarea prima data a fazei ε si apoi a
fazei α', pe când o deformare cu un grad ridicat, duce la
aparitia prima data a fazei α'. Martensita α' este faza cea mai
stabila.
Din figura 1.2.15 rezulta ca o preracire la -1960C,
dupa austenitizare la 1050oC, accelereaza formarea fazei α'
în cursul tractiunii la 200C.
![](figuri/Fig2-14.png)
|
![](figuri/Fig2-15.png)
|
Figura 2.14. Influenta deformarii
plastice asupra proportiei de ε si α' formata într-un otel 18/8
cu putin carbon [129].
|
Figura 2.15. Influenta
deformarii plastice si a temperaturii de preracire la -196°C dupa
hipercalire la 1050°C, asupra proportiei de ε si α' [129]. |
Lucrarea [225] analizeaza printre alte aspecte si
formarea
martensitei de ecruisare. În lucrare se arata ca stabilitatea
austenitei poate fi analizata într-o maniera teoretica
plecând de lacompozitia chimica a marcilor de otel considerat
(tabelul 2.1).
Tabelul 2.1. Formarea martensitei de ecruisare:
Indicele de
stabilitate a austenitei [33]
Marca de otelI(1)S(2)ObservatiiZ3CN 18-10
(continut ridicat de Ni)-6,5834,43austenita
stabilaZ3CN18-10
(continut scazut de Ni)-2,5232,91instabilitate slaba
aausteniteiZ7
CN 18-09-1,8432,77instabilitate slaba aaustenitei(1) Relatia lui
BRICKNER
I= 37,19-51,2(%C)-1,02(%Mn)-2,59(%Ni)-0,467(%Cr)-34,4(%N)
Cu cât I este mai scazut, cu atât austenita
este
mai
stabila
(2) Coeficientul S : S=ECr + ENi
ECr = Cr +2 Mo+0,5Si ; ENi=
Ni+30(C+N)+0,5Mn+Cu
Austenita este stabila daca S>33
Figura 2.16 arata evolutia fazei martensitice în
functie
de
gradul de deformare. Rezultateleprezentate în figura 2.16
confirma analiza teoretica prezentata în tabelul 2.1. Otelul
austenitic Z3CN 18-10 cu continut ridicat de nichel prezinta austenita
cea mai stabila.
![](figuri/Fig2-16.png)
|
Figura 2.16. Continutul de
martensita de ecruisare în functie de deformatie [129]
|
![](figuri/Fig2-17.png)
|
Figura 2.17. Proprietati mecanice si
constitutia structurala la temperatura ambianta si la -196°C a
otelurilor cu Mn, Cr si Ni, având cca. 0,03%C, 0,02%Si si
0,01%N dupa o calire de la 1050°C în apã [114].
|
Dupa [5114] în figura 2.17 se arata influenta
compozitiei
chimice asupra structurii siproprietatilor mecanice la 20oC
si la -196oC, care rezulta dupa calire de la 1050oC
în apa, cu sifara deformare plastica.
La deformarea la tempertauri superioare lui Md vor
apare
macle mecanice imediat cemiscarea dislocatiei devine greoaie.
Faza α' poate fi observata cu usurinta, ea
este
pusa
în evidenta prin difractometria simasuratori magnetice
(sigmametrie). Faza ε, nemagnetica este dificil sa fie detectata
cumicroscopul optic. Fazele ε si α' prezinta aceeasi
morfologie; plachete fixe pe planurile {111},observabile prin
difractometrie sau microscopie electronica.
Conditiile de aparitie a fazelor ε si α'
depind de
compozitia aliajului si de temperatura. Dupa[129] se poate calcula EDI
cu formula:
EDI[mJ/m2]=25,7+2⋅Ni+410⋅C-0,9⋅Cr-77⋅N-13⋅Si-1,2⋅Mn
Nichelul creste valoarea EDI în timp ce azotul si
manganul
îl diminueaza. Martensita ε seformeaza în otelurile
austenitice inoxidabile care are o EDI scazuta. Martensita ε se poate
obtinefie prin calire la -196°C fie prin calire sau ecruisare la
temperatura mediului ambiant dacaenergia defectului de
împachetare este inferioara la 43 si 30 mJ/m2. Nici o
relatie legata de Ms(ε)sau Md(ε) si compozitia chimica a otelului
austenitic nu a fost propusa.
În cazul transformarilor spontane, fazelor ε si α'
se formeaza simultan, imediat ce T< MS.
Formarea fazei α' prezinta pe deasupra si un
caracter
izotem, transformarea devenind foartelenta la temperaturi scazute.
Aceasta observatie confirma rolul important pe care-l joacadislocatiile.
În cazul transformarii prin deformare se deosebesc
doua
cazuri. În cazul când Md<Tmediului ambiant,
regasim un comportament analog celui cu al transformarilor spontane.
În celde-al doilea caz, când Md >Tma
, în cazul aliajului 18-8, se formeaza prima data faza ε, care
apoitinde sa dispara prin transformarea: γ→ε→α'.
Transformarea directa γ→α' continua sa se producaprin
cresterea germenilor α' formati prin reactia precedenta.
Cele doua posibilitati de formare a martemitei α' ,
indirect prin intermediul fazei ε, γ→ε→α'si direct γ→α'
au o serie de consecinte. În ce priveste stabilitatea austenitei,
o ecruisare prealabilefectuata peste Md , nu provoaca
în sine formarea martemitei α' . În schimb
efectul ei asuprapunctului MS este deosebit. O ecruisare
slaba ridica punctul MS (destabilizeaza austenita),
înschimb o ecruisare puternica coboara punctul MS si
deci stabilizeaza austenita. Explicarea acestuicomportament este
probabil legat de existenta unei densitati si a unei configuratii de
dislocatiioptime pentru transformarea directa γ→α' .
Plasticitatea austenitei este si ea influentata de
aceasta
ecruisare
anterioara.
În anumite cazuri formarea martemitei α' se
poate
face si desaupra punctului MS . Este vorbaîn acest
caz de formarea martemitei α' prin transformarea directa γ→α'
favorizata de o stare detensiuni de compresiune. Acest efect a fost
observat la aliajele Fe-Ni-C , dar nu la oteluri Fe-Cr-Ni.
Martensita ε si ά sunt metastabile si transformarea
inversa
în austenita se produce laîncalzire, cu un important
histeresis. Revenirea martensitei ε în austenita are loc
între 150 si450°C, în timp ce a martensitei ά în
intervalul 400 si 800°C.
Un efect curios de tipul “memoriei de forma” a fost
observat
la
otelurile inoxidabileaustenitice “instabile”. Dupa deformarea lor la o
temperatura mai mica decât MS , materialul nusi-a
revenit complet la starea de echilibru, o parte a deformarii
ramânând blocata. Aceastadeformare “remanenta” poate fi
eliberata printr-o usoara încalzire la o temperatura mai mica
de1000C.
Pe baza celor de mai sus, legate de mecanismele de
deformare,
se pot
desprinde urmatoareleconcluzii:
1.Deformarea otelurile inoxidabile austenitice are loc
dupa
mecanisme complexe careinclud:
alunecarea normala a dislocatiilor la aliajele care au o
mare
energie de împachetare (EDI)
alunecare plana de dislocatii disociate în aliaje
cu o
slaba energie de împachetare. Înurma acestor alunecari au
loc:
formarea fazei hexagonale ε;
formarea maclelor mecanice:;
formarea martemitei α' prin unul din
urmatoarele
mecanisme:
γ→ε→α' sau γ→α'.
Aceste doua mecanisme pot coexista, preponderenta unuia
asupra
altuia fiind strâns legatade parametrii reali si cei teoretici ai
fazei ε.
2.Cea mai buna plasticitate este obtinuta atunci
când
diferitele mecanisme pot sa sesucceada în loc sa se confrunte.
Aceasta apare în timpul unei deformari la o temperaturaapropiata
de cea a punctului Md sau când deformarea este facuta,
în parte , peste Md, înparte sub Md
(efect TRIP).
2.3. Influenta deformarii asupra
difuziei
Studiul influentei deformarii prealabile asupra
procceselor de
difuzie este strict necesarpentru a întelege mecanismul formarii
diferitelor faze la nitrurarea ionica a otelurikor inoxidabiledeformate
plastic.
Se stie ca densitatea de dislocatii si vacante
influenteaza
procesele de difuzie [77].Dislocatiile si vacantele influenteaza
procesele de difuzie la tratamente termice nu atât prinnumarul
lor luat static, ci prin mobilitatea acestora în procesul de
recristalizare, când unsemifabricat deformat prealabil se supune
tratamentului termochimic [232].
Din încercari experimentale [232, 77] a rezultat
ca
pentru un
grad de deformare dat raportulconcentratiilor depinde de raportul tr/t.unde:
tr- durata de înlaturare a efectelor ecruisarii;
t- durata tratamentului termochimic;
Cd- concentratia de atomi straini difuzati în
epruveta
deformata într-o durata t;
Cnd- concentratia de atomi straini difuzati în
epruveta
nedeformata în aceiasi durata t.
Cu cât mai mare va fi raportul tr/t, cu
atât
mai mare va fi si raportul concentratiilor Cd/Cndsi
invers. De aici reiese ca daca durata procesului de recristalizare tr
este suficient de mare înraport cu durata procesului de tratament
termochimic t, atunci se va observa o diferenta mareîntre
concentratia de atomi straini a semifabricatelor deformate în
comparatie cu cea asemifabricatelor nedeformate. Raportul
concentratiilor în atomi straini a celor doua categorii
desemifabricate se va reduce daca durata tr va fi mai mica
decât durata t [77].
|