Свидунович_Материаловедение_для ХТОМ

прочности. Применяют стареющие сплавы на алюминиевой, медной, железной, никелевой, кобальтовой, титановой и других основах .

Рассмотрим принцип упрочняющей термической обработки стареющих сплавов на примере системы с промежуточным соединением (рис. 6.8, а).

К термически упрочняемым относятся сплавы составов от точки а до промежуточного соединения АmBn в которых при охлаждении из твердого раствора α выделяются вторичные кристаллы АmBn. При этом степень упрочнения тем выше, чем больше масса вторичных кристаллов в равновесном сплаве (рис. 6.8, б).

Рассмотрим для примера сплав / состава точки с, который в равновесном состоянии имеет двухфазную структуру, состоящую из кристаллов твердого раствора α концентрации точки α и относительно крупных вторичных кристаллов АmBn. Сопротивление движению дислокаций возрастает по мере уменьшения расстояний между частицами упрочняющей фазы, т.е. сплав I станет прочнее, когда вместо немногочисленных крупных включений образуется большое количество мелких. Наибольшее препятствие для движения дислокаций создают включения, отстоящие одно от другого на 25 - 50 межатомных расстояний. В большинстве стареющих сплавов желательная дисперсная структура образуется в результате термической обработки, состоящей из двух операций — закалки и старения1.

При закалке сплавы нагревают до температур, обеспечивающих распад вторичных кристаллов. Для рассматриваемого сплава / такой будет температура, несколько превышающая (см. рис. 6.8, а). Быстрым охла ждением с температуры закалки полностью подавляют процесс выделения вторичных кристаллов и в результате получают однофазный сплав — пересыщенный компонентом В твердый раствор. Пересыщение твердого раствора относительно мало сказывается на повышении твердости и прочности, незначительно изменяется и пластичность сплавов.

Пересыщенный твердый раствор представляет собой неравновесную структуру с повышенным уровнем свободной энергии. Поэтому, как только подвижность атомов окажется достаточно большой, твердый раствор будет распадаться — начнется процесс старения.

Старение, происходящее при повышенных температурах, называют искусственным. В сплавах на основе низкоплавких металлов старение может происходить при 20 — 25 ° С в процессе выдержки после закалки; такое старение называют естественным.

При старении уменьшается концентрация пересыщающего компонента в твердом растворе; этот компонент расходуется на образование выделений.

Тип выделений (кристаллическая структура), их размер и характер сопряженности с решеткой твердого раствора зависят как от вида сплава, так

иот условий старения, т.е. от температуры и времени выдержки.

Вбольшинстве сплавов при старении получаются выделения нескольких типов.

При любой перегруппировке атомов в твердом растворе, в том числе и при зарождении выделений, необходимо преодолеть определенный энергетический барьер. Величину этого барьера называют энергией активации.

Энергия активации зарождения и роста выделений зависит от того, насколько отличается пространственная решетка выделений от пространственной решетки основного твердого раствора. При малом различии решеток энергия активации будет небольшой. Чем сильнее будут отличаться решетки, тем выше будет энергия активации. С увеличением температуры возрастает кинетическая энергия атомов, и поэтому повышается вероятность преодоления более высокого энергетического барьера.

Уменьшение свободной энергии при распаде пересыщенного твердого раствора будет наибольшим при выделении равновесных кристаллов АmBn однако зарождение таких кристаллов, имеющих, как правило, сложную пространственную решетку, возможно только при достаточно высоких температурах. При невысоких температурах старения зарождаются неравновесные выделения с более простой кристаллической структурой.

В общем случае при распаде пересыщенных твердых растворов могут возникать следующие образования (они перечисляются в порядке возрастания энергии активации зарождения): 1) зоны Гинье — Престона; 2) кристаллы метастабильной фазы; 3) кристаллы стабильной фазы.

Зоны Гинье — Престона* (зоны Г - П) представляют собой весьма малые (субмикроскопические) объемы твердого раствора с резко повышенной концентрацией растворенного компонента, сохраняющие решетку растворителя. Скопление растворенных атомов вызывает местное изменение периода решетки твердого раствора. При значительной разнице в размерах атомов А и В, как это, например, наблюдается в сплавах А1 -Сu, зоны Г - П имеют форму дисков, толщина которых (учитывая искажения решетки) составляет несколько межатомных расстояний (рис. 6.9, а), диаметр — 10-50 нм. Диски закономерно ориентированы относительно пространственной решетки растворителя. При небольшом различии в атомных диаметрах компонентов, как, например, в сплавах А1 - Zn, обогащенные зоны имеют форму сфер2.

Многочисленные зоны Г - П затрудняют движение дислокаций — для прохождения дислокации через зону и окружающую ее область с искаженной решеткой требуется приложить более высокое напряжение.

Метастабилъные фазы имеют иную пространственную решетку, чем твердый раствор, однако существует сходство в расположении атомов в определенных атомных плоскостях их решеток3, что вызывает образование когерентной (или полу когерентной) границы раздела. Когерентнаяграница при некотором различии кристаллической структуры приводит к появлению переходной зоны с искаженной решеткой (рис. 6.9, б). Для метастабильных фаз характерна высокая дисперсность, что значительно повышает сопротивление движению дислокаций.

Стабильная фаза АmBn имеет сложную пространственную решетку с пониженным числом элементов симметрии и с большим числом атомов в элементарной ячейке.

Вторичные кристаллы со стабильной структурой в большинстве сплавов выделяются в виде достаточно крупных частиц. Значительное различие кристаллической структуры твердого раствора и стабильных кристаллов приводит к образованию некогерентной границы раздела (рис. 6.9, е) и, следовательно, к минимальным искажениям решетки твердого раствора вблизи границы. Упрочнение сплава при образовании стабильных кристаллов АmBn оказывается меньшим, чем при образовании зон Г - П и метастабильных когерентных кристаллов.

Кривые старения (рис. 6.10) принято строить в координатах твердость (прочность) — длительность старения (при постоянной температуре). Условно примем, что максимальное упрочнение сплава / (см. рис. 6.8) достигается при выделении зон Г - П.

Температура t0 выбрана настолько невысокой, что распада пересыщенного твердого раствора не происходит, а значит, не наблюдается изменения твердости (прочности) закаленного сплава.

Старение при температуре t1 вызывает повышение прочности вследствие образования зон Г - П; если данная температура недостаточна для того, чтобы активировать зарождение метастабильных кристаллов, твердость (прочность) достигнет максимального значения и в дальнейшем не будет изменяться сколь угодно длительное время (рис. 6.10, сплошная линия). Если температура <1 достаточна для зарождения метастабильных кристаллов, то твердость после достижения максимального значения начнет понижаться, сплав будет «перестариваться» (рис. 6.10, штриховая линия). Сначала твердость будет снижаться вследствие замены зон Г - П метастабильными кристаллами, а при увеличении времени старения — из-за превращения этих кристаллов в стабильные кристаллы АmBn. Если время выдержки достаточно велико, происходит коагуляция стабильных кристаллов. Коагуляцией называют рост кристаллов той фазы, которая распределена в виде включений в основе сплава. Рост кристаллов второй фазы происходит путем распада наиболее мелких и потому неустойчивых частиц и последующей диффузии растворенного компонента к более устойчивым частицам. Коагуляция приближает структуру сплава к равновесной.

Старение при температуре t2 начинается с выделения метастабильных кристаллов, появление которых не приводит к получению такой высокой

прочности, как при выделении зон Г - П (согласно условию). Так как температура старения более высокая, чем в предыдущем случае, максимум на кривой старения достигается быстрее; с большей скоростью протекает и перестаривание — образование кристаллов АmBn и их коагуляция.

Старение при температуре t3 не вызывает значительного упрочнения сплава, так как выделяющиеся при этой температуре стабильные кристаллы АmBn имеют относительно крупные размеры и коагулируют быстрее, чем при температуре t2

Степень упрочнения при старении может быть очень высокой. Так, твердость и временное сопротивление дуралюминов при оптимальных условиях старения увеличиваются в 2 раза, в бериллиевых бронзах — в 3 раза.

Термическую обработку, приводящую к получению стабильной структуры (стабильные кристаллы АmBn после коагуляции), называют стабилизацией (термин подчеркивает получение более устойчивой структуры при возможном нагреве сплава в условиях эксплуатации).

ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛЕЙ

Эвтектоидное превращение в равновесных условиях происходит в большинстве сталей, в двухфазных алюминиевых бронзах, во многих сплавах на основе титана. Принципы, лежащие в основе термической обработки, для всех сплавов этой группы одни и те же, однако компоненты сплавов вносят ряд особенностей в развитие фазовых превращений.

Поэтому принято раздельно изучать превращения в сплавах с разной металлической основой.

Выделим основные фазовые превращения, влияющие на структуру и свойства сталей: превращения при нагреве до аустенитного состояния — фазовая перекристаллизация; превращения аустенита при различных степенях переохлаждения; превращения при нагреве закаленных сталей.

ПРЕВРАЩЕНИЯ В СТАЛЯХ ПРИ НАГРЕВЕ ДО АУСТЕНИТНОГО СОСТОЯНИЯ

В зависимости от условий нагрева можно получить зерно аустенита различного размера. От размера зерна аустенита в большой мере зависят свойства продуктов превращения.

Продукты превращения мелкозернистого аустенита, как равновесные, так и метастабильные, имеют более высокие пластичность и вязкость и меньшую чувствительность к концентраторам напряжений, чем соответствующие продукты превращения крупнозернистого аустенита.

Зарождение кристаллов при распаде аустенита происходит преимущественно на границах зерен, поэтому чем мельче зерно аустенита, тем больше возникает зародышей и тем мельче будут вновь образующиеся зерна.

Рассмотрим превращения, происходящие при нагреве в сталях с различной исходной равновесной структурой: феррит и перлит в доэвтекто-

идных сталях, перлит в эвтектоидной стали, перлит с вторичным цементитом в заэвтектоидных сталях.

При промышленных скоростях нагрева при отжиге или закалке перлит вплоть до температуры Аc1сохраняет пластинчатое строение.

При достижении температуры Аc1 в сталях начинается превращение перлита в аустенит. Кристаллы аустенита зарождаются преимущественно на межфазных поверхностях раздела феррита с цементитом (рис. 6.11). Превращение состоит из двух параллельно идущих процессов: полиморфного α→γ превращения и растворения в Fеγ углерода цементита. Полиморфное превращение идет с более высокой скоростью, поэтому по завершении его аустенит сохраняет неоднородность по углероду, для устранения которой требуется определенное время.

Поскольку в каждой перлитной колонии зарождается несколько центров кристаллизации аустенита (см. рис. 6.11), превращение при температуре Аc1 сопровождается измельчением зерна стали. Эта очень важная особенность фазовой перекристаллизации широко используется в практике термической обработки стали — отжиге, закалке и других видах обработки, связанных с нагревом стали до аустенитного состояния.

Число зарождающихся при температуре Аc1 кристаллов аустенита возрастает с увеличением дисперсности перлита и скорости нагрева. При высокоскоростном нагреве, например при нагреве ТВЧ, можно получить чрезвычайно мелкие зерна аустенита.

Встали эвтектоидного состава перекристаллизация заканчивается после завершения превращения перлита в аустенит. В до- и заэвтектоидных сталях после перехода перлита в аустенит в структуре сохраняются избыточные структурные составляющие — феррит и цементит соответственно.

Вдоэвтектоидных сталях при нагреве от Аc1 до Аc3 происходит превращение избыточного феррита в аустенит, а в заэвтектоидных сталях при

нагреве от Аc1 до Аcт — растворение продуктов распада избыточного цементита в аустените. Оба процесса сопровождаются диффузией углерода, приводящей к выравниванию концентрации и небольшому укрупнению зерен аустенита.

Повышение температуры стали в однофазной аустенитной области приводит к дальнейшему росту зерен аустенита — происходит процесс собирательной рекристаллизации.

Скорость роста аустенитных зерен при перегреве выше температур Аc3

иАсст неодинакова у разных сталей; она в большой мере зависит от способа

раскисления стали и от наличия некоторых легирующих элементов.

В зависимости от скорости роста аустенитных зерен различают стали природно-крупнозернистые и природно-мелкозернистые.

Природно-крупнозернистыми называют стали, в которых по мере превышения температуры выше Аc1 или Аcт кристаллы аустенита быстро укрупняются. Это стали, раскислявшиеся в процессе выплавки ферросилицием и ферромарганцем.

Природно-мелкозернистыми называют стали, в которых при нагреве до 1000 - 1100 ° С кристаллы аустенита растут с малой скоростью. К таковым относятся стали, дополнительно раскислявшиеся алюминием, а также легированные стали, содержащие карбидообразующие элементы, особенно титан и ванадий. Предполагают, что тормозящее влияние на рост зерен оказывают частицы нитрида алюминия, которые, располагаясь по границам зерен, механически препятствуют собирательной рекристаллизации. При температуре, большей 1000 — 1100 ° С, нитрид алюминия распадается, и препятствия для роста исчезают.

Подобный механизм действия приписывается также карбидам титана и ванадия. Из карбидообразующих элементов лишь марганец не только не уменьшает, а даже несколько увеличивает скорость роста аустенитного зерна.

Природную зернистость сталей оценивают номерами (баллами) специально разработанной шкалы зернистости (ГОСТ 5639-82).

Стали, имеющие грубую крупнозернистую структуру вследствие высокотемпературных нагревов, называют перегретыми. Перегрев исправляют повторной аустенизацией с нагревом до более низкой температуры.

ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА ПРИ РАЗЛИЧНЫХ СТЕПЕНЯХ ПЕРЕОХЛАЖДЕНИЯ

Выше рассматривались фазовые превращения, происходящие в стали при медленном охлаждении из аустенитного состояния (см. § 4.3).

Увеличивая скорость охлаждения стали или вводя в нее легирующие элементы, можно значительно повысить степень переохлаждения аустенита, т.е. понизить температуру его превращения. От степени переохлаждения аустенита зависят механизм и кинетика превращения и, соответственно, структура и свойства продуктов превращения.

В технологических процессах термической обработки распад аустенита происходит в условиях непрерывного охлаждения и иногда изотермически (при постоянной температуре).

Процессы распада переохлажденного аустенита подразделяют на два типа: перлитное и промежуточное, или бейнитное1 (диффузионные); мартенситное2.

Кинетику диффузионных превращений удобнее изучать в изотермических условиях.

Перлитное превращение аустенита Влияние степени переохлаждения на устойчивость аустенита и ско-

рость превращения представляют графически в виде диаграмм. Эти диаграммы строят в координатах температура превращения — время; обычно время откладывают на логарифмической шкале (рис. 6.12).

Диаграммы строят на основе экспериментальных данных. Образцы сталей, нагретые до аустенитного состояния, быстро переносят в ванну с жидкой средой, имеющей температуру ниже равновесной температуры превращения, и выдерживают до завершения превращения. При этом фиксируют изменение какого-либо свойства, чтобы определить время начала и конца превращения. При температурах, меньших точки Кюри, следят за изменением магнитных свойств стали, так как они изменяются наиболее резко (аустенит парамагнитен, а продукты превращения аустенита ферромагнитны).

Основные закономерности перлитного превращения рассмотрим на примере эвтектоидной стали. Изотермический распад аустенита этой стали происходит в интервале температур от Аг 1 1(720 ° С) до Мн (250 ° С), где Мн

— температура начала мартенситного превращения. Мартенситного превращения в эвтектоидной стали при постоянной температуре ниже точки Мн не происходит.

На диаграмме (см. рис. 6.12) нанесены две С-образные кривые, указывающие время начала и конца превращения переохлажденного аустенита. В области диаграммы, расположенной левее линии 1, существует переохлажденный аустенит; между линиями 1 и 2 находится область, в которой происходит превращение; правее линии 2 лежит область, в которой существуют продукты превращения аустенита. Устойчивость аустенита зависит от степени переохлаждения. Наименьшей устойчивостью аусте-нит

обладает при температурах, близких к 550° С. Для эвтектоидной стали время устойчивости аустенита при 550 — 560 ° С составляет около 1 с. При повышении или понижении температуры относительно 550 ° С устойчивость аустенита возрастает. Так, при 700 ° С это время составляет около 10 с, а при

300 ° С — около 60 с.

Превращение аустенита при температурах в интервале Ат1 — 550 ° С называют перлитным, а превращение при температурах в интервале 550 ° С - Мн — промежуточным.

В интервале температур перлитного превращения в результате распада аустенита образуются пластинчатые структуры перлитного типа, т.е. структуры, образованные из кристаллов феррита и цементита. Перлитное превращение (рис. 6.13, а) вначале протекает медленно, затем скорость его увеличивается до постоянной величины; в конце превращения скорость постепенно убывает.

Строение перлитной структуры зависит от температуры превращения. С увеличением степени переохлаждения, в соответствии с общими законами кристаллизации (см. гл. 3), уменьшается размер образующихся кристаллов, т.е. возрастает дисперсность ферритно-цементитной смеси.

Дисперсность перлитных структур принято оценивать межпластиночным расстоянием, за которое принимают среднюю суммарную толщину соседних пластинок феррита (Ф) и цементита (Ц) (рис. 6.14). Если превращение происходит при температурах более высоких, чем 650 — 670 ° С, образуется сравнительно грубая смесь кристаллов феррита и цементита с

межпластиночным расстоянием (5 - 7) • 10 -7 м; такую смесь называют собственно перлитом. Превращение при 640 — 590 ° С дает межпласти-

ночное расстояние (3-4) • 10~ 7 м; такую перлитную структуру называют сорбитом6. При температуре превращения 580 —550 ° С межпластиночное расстояние уменьшается до (1-2) • 10 -7 м; такую структуру называют трооститом7.

Указанное деление перлитных структур условно, так как дисперсность

6 Структура названа в честь английского ученого Г. Сорби. о Структура названа в честь голланского ученого Р. Трооста.

смесей монотонно увеличивается с понижением температуры превращения. Центры кристаллизации перлитных колоний возникают преимуще-

ственно на границах зерен аустенита; при этом перлитные колонии растут во все стороны (см. рис. 6.14).

При перлитном превращении полиморфный переход γ —> α сопровождается перераспределением углерода. Для образования цементита, содержащего 6,69% С, необходимо перемещение атомов углерода на расстояния, значительно большие межатомных расстояний, так как среднее содержание углерода в твердом растворе до превращения гораздо меньше, чем в цементите.

Несмотря на то, что подвижность атомов железа и углерода с понижением температуры от точки Аr1 уменьшается, скорость перлитного превращения возрастает вплоть до 550 ° С. Это объясняется тем, что с увеличением степени переохлаждения, быстро возрастает число центров кристаллизации и соответственно уменьшаются расстояния, на которые должны переместиться атомы в процессе превращения.

С увеличением дисперсности структур перлитного типа возрастают прочность и твердость стали; лучшую пластичность и вязкость имеет структура сорбита.

Условно потому, что не только в эвтектоидной, но и в подавляющем большинстве сталей мартенситное превращение в изотермических условиях не развивается1.

Мартенситное превращение интенсивно протекает при непрерывном охлаждении в интервале температур от Мн до Мк (рис. 6.15). Малейшая изотермическая выдержка в этом интервале температур приводит к стабилизации аустенита, т.е. превращение не доходит до конца, и кроме мартенсита в структуре наблюдается так называемый остаточный ау-стенит. Аустенит может оставаться в структуре также тогда, когда в углеродистой стали содержится больше 0,6 % С и охлаждение ведут только до 0° С (рис. 6.16). На рисунке линии начала и конца мартенситного превращения условно нанесены на «стальной участок» диаграммы Fе-F3С, а штриховая линия представляет собой геометрическое место точек tо - температур термодинамического равновесия двух фаз аустенита и мартенсита для сталей с различным содержанием углерода (рис. 6.17). Для получения мартенситной структуры аустенит углеродистых сталей необходимо очень быстро и непрерывно охлаждать, применяя для этого холодную (лучше соленую) воду. Быстрое охлаждение необходимо для того, чтобы подавить возможные диффузионные процессы и образование перлитных и бейнитных структур.

Экспериментально построенные для всех сталей термокинетические диаграммы позволяют определить минимальную скорость охлаждения, называемую критической скоростью закалки υКр, при которой аустенит превращается только в мартенсит при температуре Мn и ниже1 (рис. 6.18). Термокинетические диаграммы имеют огромное значение для технологии термической обработки; они принципиально отличаются от диаграмм изотермического превращения аустенита тем, что строятся при условии

непрерывного охлаждения образцов соответствующих сталей.

Термокинетическая диаграмма — важная характеристика, позволяющая предсказывать вид фазового превращения и возможную структуру стали в зависимости от скорости ее охлаждения.

Итак, при охлаждении стали со скоростью, большей υкр, будет обра-