Свидунович_Материаловедение_для ХТОМ

Из перечисленных элементов, дающих замкнутую γ-область, только хром и ванадий не образуют с железом промежуточных фаз, и поэтому а- область «открывается»: наблюдается неограниченная растворимость этих элементов в железе с ОЦК решеткой (см. рис. 4.20, а). Остальные легирующие элементы, замыкающие область, образуют с железом промежуточные фазы, поэтому при определенных концентрациях легирующего элемента на диаграммах появляется линия, ограничивающая растворимость, правее которой расположены двухфазные области (см. рис. 4.20, б). Однофазные сплавы с ОЦК решеткой, устойчивой при всех температурах вплоть до солидуса, называют ферритными сталями. Таким образом, ферритом называют не только твердый раствор углерода в Fеа, но и любые твердые растворы на основе Fеа.

При добавлении в сплав углерода точка с (см. рис. 4.20, б) чаще всего сдвигается в сторону большей концентрации добавки.

КАРБИДЫ И НИТРИДЫ В ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ

К карбидообразующим относятся переходные металлы с недостроенной d-электронной оболочкой. Чем меньше электронов на оболочке, тем больше сродство к углероду.

В сталях карбидообразующими являются следующие элементы: Fе, Мn, Сг, Мо, W, V, Nb, Тi (элементы перечислены в порядке возрастания их карбидообразующей способности).

При введении в сталь карбидообразующего элемента в небольшом количестве (десятые доли процента; для несильных карбидообразователей — 1 - 2 %) образования карбида этого элемента чаще всего не происходит. В этом случае атомы легирующего элемента частично замещают атомы железа в

пространственной решетке цементита; образуется легированный цементит, мало отличающийся по свойствам от обычного цементита.

Карбид марганца не образуется при любых содержаниях марганца. Формулу легированного цементита записывают обычно как (Fе, Сг)зС

или (Fе, Мn)зС или в общем виде МезС Последняя формула подчеркивает, что в карбидах цементитного типа на три металлических атома приходится один атом углерода.

Сильные карбидообразователи — Мо,W, V, Nb, Тi — образуют с углеродом фазы внедрения. При этом чаще всего карбиды имеют формулу МеС, т.е. на один металлический атом приходится один атом углерода. При известных условиях \У и Мо образуют карбиды, более богатые металлом — МегС.

Фазы внедрения, отличающиеся очень высокой тугоплавкостью, практически нерастворимы в аустените.

Для распада и растворения таких карбидов, как ТЮ, N1)0, \УС, сталь необходимо нагреть до ~ 1300° С. Вследствие нерастворимости фаз внедрения происходит обеднение аустенита углеродом при легировании стали сильными карбидообразователями.

Промежуточное положение по карбидообразующей способности занимает хром, который наиболее широко по сравнению с другими элементами используется как легирующая добавка в сталях.

Хром в низко- и среднелегированных сталях (до 10 %) образует карбид О7С3; в высоколегированных сталях образуется более богатый хромом карбид СггзСб. Карбиды хрома могут растворять железо и легирующие элементы стали в значительном количестве, поэтому часто в общем виде формулы этих карбидов записываются как Ме^Сз и Мв2зС$.

Хром оказывает влияние на карбидообразование при совместном его введении с молибденом и вольфрамом. При определенном соотношении

хрома и молибдена (вольфрама) фазы внедрения (МоС, \WС) не образуются, а вместо них появляются сложные карбиды, содержащие хром, молибден (вольфрам) и железо с формулой Мe6С. Карбиды типа Мe6С, в отличие от фаз внедрения, растворимы в аустените, хотя для их растворения требуются еще более высокие температуры и более длительные выдержки, чем для растворения карбидов хрома.

Таким образом, в зависимости от легирующего элемента и его количества в структуре легированных сталей могут встретиться следующие типы карбидов: хорошо растворимые в аустените карбиды типа Мe3С, трудно растворимые карбиды типов Мe7С3, Мe23С6 и Мe6С и почти нерастворимые в твердом состоянии карбиды типа МеС.

Аналогичные образования наблюдаются в сталях при достаточном количестве азота. Эти фазы называются нитридами.

В табл. 4.2 и 4.3 приведена информация об образовании карбидов и нитридов в зависимости от положения металлов в Периодической системе элементов Д.И. Менделеева и степени заполнения их d-электронной оболочки. Наиболее сильные карбидообразователи и нитридообразователи

располагаются в левой части табл. 4.2, поэтому при достаточном количестве в стали Тi, V и Nb трудно ожидать образования цементита, а тем более карбидов или нитридов кобальта и никеля при их наличии в стали.

Таблица 4-3. Энергии образования ∆G ۫298 (свободная энергия Гиббса), температуры плавления и твердость карбидов и нитридов металлов

Карбид,	∆G 298		tпл,	НV	Карбид,	∆G 298		tпл,	НV
нитрид	к	Д	°C		нитрид	к	Д
	ж/моль					ж/моль		°C
ZгС	-181,2		3550	2700	ZгN	-337		2980	1510
ТiC	-180		3140	2900	TiN	-308,2		2950	1900
ТаС	-159,5		3880	1800	ТаN	-222,7		3090	1060
NbС	-139,2		3450	2200	NbN	-209,3		2050	1370
VС	-83,7		2530	2400	VN	-157,8		2050	1520
WC	-35,2		2770	2085
W2С	-24,5		2800	1450	СгМ	-85,8		1450	1080
Мо2С	-23,5		2410	1480	Мо2М	-50,2		895	-
Cr23С6	-18,4		1380	1000
Fе3С	+6,6		1260	~ 800	Fе4М	+7,3		-	-

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НА ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ СТАЛЕЙ

Легирующие элементы, понижающие температуру A3 в безуглеродистых сплавах (Ni и Мn), смещают линии РSК, GS и SЕ диаграммы Fе-Fе3С в сторону более низких температур (см. рис. 4.11).

Легирующие элементы, повышающие температуру A3 в безуглеродистых сплавах оказывают обратное влияние — они смещают линии РSК, GS и SЕ в сторону более высоких температур. Влияние некоторых легирующих элементов на положение эвтектоидной линии при нагреве показано на рис.

4.22.

В сложнолегированных сталях, содержащих элементы одной и другой групп, смещение критических температур зависит от количественного соотношения этих элементов.

Под влиянием легирования изменяется и положение узловых концентрационных точек диаграммы Fе-Fе3С. Важнейшие узловые точки стали — S, указывающая содержание углерода в эвтектоиде (рис. 4.23), и Е, указывающая максимальную растворимость углерода в аустените.

Большинство легирующих элементов уменьшает растворимость углерода в аустените при всех температурах, что равносильно сдвигу линии SE влево, в сторону меньших концентраций углерода.

Максимальная растворимость углерода в аустените (точка Е) наиболее резко уменьшается под влиянием элементов, замыкающих γ-область в безуглеродистых сплавах: Сг, Si, W, V, Тi Очевидно, что в присутствии этих легирующих элементов ледебурит в структуре сплава появится при меньших концентрациях углерода, чем в нелегированных железоуглеродистых сплавах. Например, в стали, легированной 10 - 11 % Сг, ледебурит появляется в структуре при содержании углерода ~ 1 %. Характерно, что небольшое количество ледебуритной эвтектики при пониженном содержании углерода не снижает способности сплава обрабатываться давлением в горячем состоянии, тогда как нелегированный белый чугун (С > 2,14 %)

теряет способность к обработке давлением даже при малых количествах эвтектической составляющей структуры.

В связи с этим легированные стали, содержащие ледебуритную составляющую, относят к сталям, а не к белым чугунам и классифицируют как ледебуритные.

ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ ТРОЙНОЙ СИСТЕМЫ

В отличие от двойных тройные диаграммы позволяют проводить фазовый и структурный анализ реальных технических сплавов, которые, как правило, являются трех- и более компонентными.

Моделью тройной системы является трехгранная призма, опирающаяся на равносторонний треугольник. Верхняя часть призмы является поверхностью ликвидуса. В тройной системе, где все три компонента неограниченно растворимы как в жидком, так и в твердом состоянии,

поверхность ликвидуса имеет наиболее простой вид — это поверхность чечевичного зерна, обрезанного с трех сторон (рис. 4.24). Во всех остальных случаях эта поверхность оказывается сложной, состоящей из нескольких пересекающихся между собой поверхностей, поэтому изучение тройных систем представляет определенные методические трудности.

Основанием трехгранной призмы является равносторонний треугольник, на котором отмечаются концентрации сплавов, боковыми гранями — диаграммы состояния двойных систем, а высотой — температура. Выбор равностороннего треугольника объясняется тем, что в нем концентрации всех компонентов можно показать в одном масштабе. В вершинах этого треугольника располагаются компоненты А, В и С сплава, т.е. 100 % А, 100 % В и 100 % С соответственно. Концентрации двойных сплавов отмечают на соответствующих сторонах треугольника, а концентрации тройных сплавов — в виде точек в пределах площади треугольника.

Определить концентрацию любого тройного сплава или отметить уже известный состав любого сплава можно несколькими способами. Рассмотрим наиболее простой способ нахождения состава сплава К (рис. 4.25). Для определения процентного количества компонента А надо провести из точки К линию, параллельную противолежащей стороне (ВС) треугольника до пересечения ее со стороной — шкалой компонента А. Для нахождения процентного количества компонента В надо провести из точки К линию, параллельную противолежащей стороне (АС), до пересечения ее со стороной АВ — шкалой компонента В. Подобным способом можно установить процентное количество компонента С. При этом следует иметь в виду, что суммарная концентрация А + В + С = 100 %.

Для пояснения фазовых превращений в тройных системах используют сечения — вертикальные (политермические) и горизонтальные (изотермические). Каждое горизонтальное сечение характеризует равновесное состояние при выбранной температуре и может использоваться для ко-

личественных расчетов. Точки, указывающие равновесные составы фаз, находятся на плоскости сечения. Вертикальное сечение показывает последовательность фазовых превращений в сплавах при нагреве или охлаждении для определенного интервала концентраций компонентов. На этих сечениях отсутствует информация о равновесных составах фаз.

На рис. 4.26 представлено горизонтальное (изотермическое) сечение одной из типовых тройных диаграмм при 20 ° С. Так же как в двойных системах для двухфазных областей, здесь можно применять правило отрезков. Например, через фигуративную точку сплава К проходит конода тп. Любой сплав, лежащий на этой коноде, состоит из двух фаз определенного состава: ат и 7„. Для сплава К равновесное соотношение составляющих фаз

am / γn = Кп/Кт.

Коноды DЕ, ЕF и FD образуют конодный треугольник, любая фигуративная точка внутри которого представляет трехфазный сплав aD + βE+ γF Соотношение указанных фаз определяется на основании правила

условного центра тяжести конодного треугольника. Так, для сплава R

aD:βE:γF= Rх/Dх : Rу/Еу : Rz/Fz, aD:βE:γF = (пл.∆REF/ пл.∆DEF),

так как

(Rх/Dz)=(пл.∆REF/пл.∆DEF), (Rу/Еу)= (пл.∆RFD/пл.∆DEF),

(Rz/Ez) =(пл.∆RDE/пл.∆DEF),

Здесь понятие «центр тяжести геометрического треугольника» является условным, так как в действительности центр тяжести геометрического треугольника лежит на пересечении его медиан, а отрезки Dх, Еу и Fz не являются медианами конодного треугольника DEF.

Наиболее простой тройной системой является система с неограниченной растворимостью компонентов в жидком состоянии и отсутствием растворимости в твердом состоянии (рис. 4.27).

В этой системе можно выделить три области кристаллизации, ограниченные сверху поверхностями ликвидуса, например A1e1Ee2. Снизу каждая область ограничена горизонтальной плоскостью, проходящей через точку Е затвердевания тройной эвтектики (А+В+С). Линии e1E, e2E b e3E, по которым пересекаются поверхности ликвидуса, соответствуют кристаллизации двойных эвтектик (А + В), (А+С) и (С + В). Затвердевание любого сплава этой системы заканчивается кристаллизацией тройной эвтектики ((А+В+С).

Рассмотрим кристаллизацию тройного сплава X (рис. 4.27, а). Стрелками на поверхности ликвидуса показано изменение состава жидкости. На рис. 4.27, б схематично представлены фазовые составы сплава X при температурах t1 (начало кристаллизации — зарождение кристаллов А), t2 (начало выделения двойной эвтектики А + В), t3 (увеличение количества двойной эвтектики А + В), t4 (конец кристаллизации — образование тройной эвтектики А+В+С).

Рассмотрим теперь вертикальное сечение (рис. 4.27, в) рассматриваемой диаграммы плоскостью ММ (см. след плоскости ММ на рис. 4.27, а). Плоскость ММ проходит через тройную эвтектическую точку Е, не пересекая поверхности ликвидуса компонента А. В связи с этим на сечении отсутствует область Ж + А, тогда как кривые ликвидуса компонентов В и С сходятся в общей точке Е.

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ДЕФОРМИРОВАННЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ

ПЛАСТИЧЕСКОЕ ДЕФОРМИРОВАНИЕ МОНО- И ПОЛИКРИСТАЛЛОВ

Деформацией называется изменение размеров и формы тела под действием внешних усилий. Деформации подразделяют на упругие и пластические. Упругие деформации исчезают, а пластические остаются после окончания действия приложенных сил. В основе упругих деформаций лежат обратимые смещения атомов металлов от положений равновесия; в основе пластических — необратимые перемещения атомов на значительные расстояния от исходных положений равновесия.

Способность металлов пластически деформироваться называется пластичностью. При пластическом деформировании металла одновременно с изменением формы меняется ряд свойств, в частности, при холодном деформировании повышается прочность. Пластичность обеспечивает конструкционную прочность деталей под нагрузкой и нейтрализует влияние концентраторов напряжений.

МЕХАНИЗМ ПЛАСТИЧЕСКОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ

Пластическая деформация в кристалле осуществляется путем сдвига одной его части относительно другой. Сдвиг вызывают касательные напряжения, когда их значение превышает критическое т.

Имеется две разновидности сдвига: скольжение и двойникование. При скольжении одна часть кристалла смещается параллельно другой части вдоль плоскости, называемой плоскостью скольжения или сдвига (рис. 5.1, а).

Двойникование представляет собой перестройку части кристалла в новое положение, зеркально симметричное к его недеформирован-ной части (рис. 5.1,6). Плоскость зеркальной симметрии называют плоскостью двойникования. При двойниковании атомные плоскости кристалла сдвигаются параллельно плоскости двойникования на разные расстояния. Часть кристалла, в которой в результате двойникования произошла переориентация кристаллической решетки, называют двойником деформации. По сравнению со скольжением двойникование имеет второстепенное значение. Роль двойникования возрастает, когда скольжение затруднено. В металлах с ОЦК и ГЦК решетками двойникование наблюдается лишь при низких

температурах или высоких скоростях деформирования. При нормальных условиях в металлах с ГП решеткой деформация развивается как двойникованием, так и скольжением. Механизм двойникования сложен и в дальнейшем не рассматривается.

Скольжение развивается по плоскостям и направлениям, на которых плотность атомов максимальна (рис. 5.2). Плоскость скольжения вместе с направлением скольжения, принадлежащим этой плоскости, образует систему скольжения. Число систем скольжения неодинаково в металлах с разным типом решеток. У металлов с ГЦК решеткой (Сu, А1, Ni и др.) скольжение идет по плоскостям {111} в направлениях < 110 >. Четыре плоскости скольжения и три направления скольжения в каждой из них образуют 12 эквивалентных систем скольжения.

В металлах с ОЦК решеткой скольжение развивается по плоскостям {110}, {112} и {123} в направлениях < 111 >. Число систем скольжения в этом случае составляет 48.

У металлов с ГП решеткой при с/а > 1,63 (Мg, Zn) скольжение развивается по плоскости базиса, в которой находятся три эквивалентных направления. Эти металлы менее пластичны, чем металлы с ОЦК и ГЦК решетками. Число систем скольжения может возрасти, если уменьшаются критические напряжения сдвига в других плоскостях.

Увеличение количества систем скольжения сопровождается повышением способности металла к пластическому деформированию. В частности, при с/а < 1,63 у циркония и титана скольжение идет по плоскостям базиса, пирамидальным и призматическим плоскостям (см. рис. 5.2, е), так как значения критических напряжений сдвига в них близки. Поэтому эти металлы более пластичны, чем магний или цинк, у которых скольжение идет только по плоскостям базиса.

Элементарный акт сдвига — это смещение одной части кристалла относительно другой на одно межатомное расстояние (рис. 5.3). В идеальном кристалле в скольжении должны одновременно участвовать все атомы, находящиеся в плоскости сдвига. Для такого синхронного «жесткого» сдвига требуется, как показывают расчеты, критическое касательное напряжение τкр = G/2П≈ 0,16G (G — модуль упругости при сдвиге). Величину τкр называют теоретической прочностью кристалла. В реальных кристаллах для сдвига на

одно межатомное расстояние требуются напряжения около 10ֿ4G, что в 1000 раз меньше теоретического значения. Низкая прочность реальных кристаллов обусловлена их структурным несовершенством.

Пластическое деформирование в реальных кристаллах осуществляется путем последовательного перемещения дислокаций. Дислокация легко движется в той плоскости, в которой находятся дислокационная линия и ее вектор Бюргерса.

Перемещение краевой дислокации при сдвиге на одно межатомное расстояние представляет собой согласованную перегруппировку атомов около дислокации и не сопровождается диффузионным переносом массы. Под действием касательного напряжения ряд атомов, образующих дислокационную линию, вытесняет ближайший ряд атомов в соседней плоскости. Этому способствуют упругие искажения кристалла около дислокации, облегчающих разрыв старых и образование новых межатомных связей. Как показано на рис. 5.3, при вытеснении ближайшего ряда атомов плоскость кристалла разделяется на две части: одна часть объединяется с избыточной полуплоскостью в целую плоскость, другая — « принимает» дислокацию и становится избыточной полуплоскостью. Перемещаясь каждый раз на величину вектора Бюргерса — одно межатомное расстояние, дислокация, в конце концов, выйдет на поверхность кристалла, и здесь появится ступенька, равная вектору Бюргерса. Так как в плоскости скольжения движутся десятки и сотни дислокаций, то в результате их выхода на поверхность высота ступеньки будет увеличиваться.

Ступенька, видимая под микроскопом, называется линией скольжения. Деформация развивается неоднородно, линии скольжения располагаются на различном расстоянии одна от другой. Группы близко расположенных линий скольжения образуют полосы скольжения.

ОСОБЕННОСТИ ДЕФОРМИРОВАНИЯ МОНОКРИСТАЛЛОВ

Если при деформировании монокристалла плоскость скольжения оказалась параллельной направлению касательного напряжения, то монокристалл не упрочняется, а его деформация велика. Начальную стадию I деформирования называют стадией легкого скольжения (рис. 5.4). При этом дислокации перемещаются в монокристалле, практически не встречая препятствий. Деформация монокристаллов с ГП решеткой на стадии легкого