чем температура обратного фазового превращения при на­греве. Это явление называется тепловым гистерезисом пре­вращения. Например, белое олово превращается в серое только при сильных морозах, хотя температура равновесия белой и серой модификаций равна +13°С. Разность между температурой устойчивого равновесия двух фаз (Т₀) и фак­тической температурой превращения при охлаждении назы­вается степенью переохлаждения (АТ).

5. 

   Степень переохлаждения, °с

   723 623 523 423 323

   Рис. 60. Зависимость скорости зарож­дения центров и линейной скорости роста перлитных колоний от степени переохлаждения в стали с 0,8 % С (по И. Л. Миркину)

   ТепператураТ

   Рис. 59. Зависимость энергии Гиббса двух фаз от температуры

   Температура превращения, °е

5. Степень переохлаждения растет с увеличением скорости охлаждения. Следовательно, переохлаждение связано с ка­кими-то затруднениями в фазовом превращении.

6. Г. Тамман ввел количественные характеристики процесса кристаллизации расплава — число центров, возникающих в единицу времени в единице объема, т. е. скорость зарожде­ния центров (с. з. ц.) и линейную скорость роста кристаллов из этих центров (л. с. р.). С увеличением переохлаждения обе эти характеристики растут, достигают максимума и затем падают до нуля. Графики зависимости скорости за­рождения центров кристаллизации и линейной скорости роста кристаллов от переохлаждения называют кривыми Т аммана.

7. Позднее было установлено, что кристаллизационные процессы образования фаз в твердом состоянии подчиняют­ся тем же общим закономерностям, что и процессы кристал­лизации жидкости. На рис. 60 показаны кривые Таммана для эвтектоидного распада в стали.

8. Зависимости, полученные экспериментально, можно объ­яснить, используя представления термодинамики и статисти­ческой физики.

9. На первый взгляд кажется, что зародышем кристалли­зации может явиться сколь угодно малая совокупность ато­мов, например одна элементарная ячейка новой фазы, кото­рая растет вследствие постепенного присоединения атомов из материнской фазы. Более подробный анализ показыва­ет, что это не так.

10. Рассмотрим изотермический процесс образования а-фа- зы в материнской (3-фазе при некоторой температуре Т\ ниже температуры Т₀ (см. рис. 59).

11. При образовании частиц a-фазы энергия Гиббса системы должна уменьшиться, так как при температуре Т_х новая фаза более устойчива и обладает меньшей энергией Гиббса, чем исходная (3-фаза. Уменьшение энергии Гиббса при обра­зовании одного кристаллика ct-фазы АС?₀б= KAg", где V — объем этого кристаллика, Ag — разность удельных энергий Гиббса двух фаз при температуре Т\ (см. рис. 59)^I.

12. С появлением нового кристалла связано возникновение поверхности раздела между новой фазой и исходной, на соз­дание которой затрачивается работа. Поверхностная (точ­нее— мёжфазная) энергия кристалла AG_n0B=SY, где s — площадь поверхности кристалла, а у — межфазная энергия единицы поверхности (поверхностное натяжение).

13. Таким образом, при образовании частицы новой фазы внутри материнской энергия Гиббса системы, с одной сто­роны, должна уменьшиться вследствие перехода некоторого объема p-фазы в более устойчивую a-фазу, а с другой — увеличиться вследствие образования поверхности раздела с избыточной межфазной энергией. В итоге действительное изменение энергии Гиббса при образовании одного кристал­лика выразится алгебраической суммой:

14. AG = — AG_o6 + AG_non или AG = — l/Ag‘ -f sy. (20)

15. Если принять, что форма кристаллика кубическая, то тогда AG=—a³Ag-|-6a²Y, где а — длина ребра куба. Все последующие выводы могут быть получены и для кристал­лов любой другой формы. Так как Ag и у постоянны для данной температуры Т_ь то AG является функцией размера кристалла (рис. 61). Физический смысл этой зависимости ' состоит в следующем: чем меньше частица, тем больше от- ! ношение ее поверхности к объему. Например, для куба если j

16. <2 = 10, то s/V= (6-10²)/10³ — 0,6; если а — 1, то s/V=

17. = (6-1²)/1³=6.

18. С

    

    Рис. 61. Зависимость изменения энергии Гиббса при образова­нии кристалла от его размера см. рис. 59)
    ледовательно , чем меньше частица, тем большая доля от общей энергии приходится на межфазную энергию. Если возникает частица с размером меньше некоторого а₀, то при­ращение энергии Гиббса вследствие образования новой по­верхности (4-ЛСпов) перекрывает уменьшение энергии Гибб­са, происходящее в результате перехода части объема ма­теринской фазы в более устойчивую модификацию (—AG₀6) и в целом энергия Гиббса системы увеличивается (+AG). Чем больше размер частицы по сравнению с неко­торым критическим размером , й_кр, тем меньше сказывается межфазная энергия, а возникно­вение кристаллов с размером больше а_с приводит к уменьше­нию энергии Гиббса системы .

19. (—AG) (см. рис. 61).

20. Если появился кристаллик новой фазы с размером меньше критического, то дальнейший его рост должен сопровождаться увеличением энергии Гиббса. Та­кой кристаллик термодинамиче­ски неустойчив, он рассасывает­ся в исходной фазе. Если же ка- ,| ким-либо путем возникает кристаллик с размерами боль-'Т¹ ше а_кр, то он может самопроизвольно расти, так как его рост сопровождается уменьшением энергии Гиббса. Следо- • вательно, центрами кристаллизации являются только спо­собные к самопроизвольному росту зародыши новой фазы, имеющие размеры не меньше некоторой критической ве- . _ личины С_кр- —!

21. Критический размер зародыша определяем, приравняв к нулю первую производную от AG по а, так как при а=а_кр функция проходит через максимум:

22. d AG/da = — 3fl£_p + 12а_кр 7 = 0,

23. откуда а_кр = AylAg. (21)

24. , Так как при увеличении степени переохлаждения поверх- ностное натяжение у практически не изменяется, a Ag не- ^: прерывно растет (см. рис. 59), то критический размер за­родыша уменьшается с ростом переохлаждения, что отобра­жено на рис. 61, на котором пунктирная кривая соответст­вует большему переохлаждению.

5. Теперь остается выяснить, каким образом внутри мате­ринской фазы сразу возникает частица с размерами не мень­ше определенного критического значения.

6. Н

   (22)

   а образование критического зародыша затрачивается работа (+AG_Kp), так как образуется поверхность раздела фаз (см. рис. 61). Эту работу можно выразить через Ag и у:

7. АС_КР = - Ag + 6al_p у.

8. Подставляя сюда значение а_кр из выражения (21), по­лучим

9. A

   (23)

   G_KP = — (4 y/Ag)^s Ag + 6 {AyI Ag)² y, т. e. AG_KP = 32f/(Agf.

10. Так как с увеличением степени переохлаждения величи­на у практически не изменяется, a Ag растет (см. рис. 59), то работа образования критического зародыша с ростом пе­реохлаждения быстро уменьшается (обратно пропорцио­нально квадрату Ag).

11. Работу образования критического зародыша при задан­ном переохлаждении можно выразить через поверхностную энергию. Из формулы (21) следует, что Ag=4y/a_Kx>■ Под­ставляя это значение в выражение (22), получим

12. Так как 6ojL — это площадь поверхности зародыша s,

13. 5. 

14. (24)

15. Таким образом, работа образования критического заро- \ дыша равна одной трети его межфазной энергии^I. Осталь­ные две трети межфазной энергии компенсируются умень­шением объемной энергии Гиббса.

16. Откуда же берется в замкнутой системе энергия, требуе­мая для образования критического зародыша?

17. В кристалле колеблющиеся атомы непрерывно обмени­ваются между собой кинетической энергией. Из-за хаотич­ности теплового движения энергия распределена между ато­мами неравномерно. В определенный момент энергия раз­ных атомов различна, а для одного атома она меняется от

18. одного момента времени к другому. Всегда имеются атомы и группы атомов, кинетическая энергия которых больше или меньше средней величины.

19. Отклонение энергии от среднего значения называется флуктуацией энергии. Флуктуационное повышение энергии в группе атомов материнской фазы может обеспечить рабо­ту образования критического зародыша. Критический заро­дыш образуется там, где участок материнской фазы разме­ром не меньше критического обладает повышенной энерги­ей не ниже определенного уровня.

20. Таким образом, хотя у решетки новой фазы запас энер­гии Гиббса меньше, чем у решетки материнской фазы, пере­ход от одной фазы к другой при образовании центра кри­сталлизации происходит через промежуточное состояние с повышенной энергией Гиббса, большей, чем у исходной фазы.

21. Теперь можно объяснить зависимость скорости зарожде­ния центров новой фазы от переохлаждения. С увеличением степени переохлаждения уменьшаются размер критического зародыша и работа его образования. Следовательно, чем больше степень переохлаждения, тем меньшая по уровню энергии и геометрическим размерам требуется флуктуация, на базе которой образуется критический зародыш, и • тем больше число таких флуктуаций. Поэтому с ростом степе­ни переохлаждения увеличивается число критических заро­дышей, возникающих в единицу времени в единице объема в результате флуктуаций энергии. Их число должно быть пропорционально фактору е ~^^GKv^lkT.

22. Критический зародыш становится центром кристаллиза­ции только тогда, когда он присоединяет к себе один или несколько атомов от материнской фазы. Частота присоеди­нения атомов к зародышу пропорциональна фактору e~^Q/liT, где Q — энергия активации перехода атома через границу раздела фаз.

23. Следовательно, скорость зарождения центров кристалли­зации, зависящую от вероятности образования определен­ных энергетических флуктуаций и вероятности присоеди­нения атомов к критическим зародышам, можно предста­вить следующим выражением:

24. J = Аё ^Л6»ф^/И в ^^кт . (25)

25. При температуре равновесия двух фаз Т₀, когда степень переохлаждения А7’=0 и движущая сила превращения Ag=0 (см. рис. 59), в соответствии с выражением (21)

26. я_кр = оо и превращение не может развиваться [сомножитель _е-^&акр^1кТ в уравнении (25) равен нулю]. - ,

27. С увеличением степени переохлаждения быстро умень- j шается работа образования критического зародыша AG_Kp ¹ и соответственно быстро нарастает число энергетических флуктуаций, на базе которых возникают критические заро^.- дыши.

28. Однако одновременно с понижением температуры умень- j шается вероятность присоединения атомов к критическому / зародышу. Энергия активации Q не зависит от температуры, / и сомножитель e~^Q/hT в формуле (25) быстро уменьшается при снижении температуры, стремясь к нулю, когда темпе­ратура приближается к абсолютному нулю.

29. Таким образом, с одной стороны, с увеличением степени переохлаждения возрастает разность объемных энергий Гиббса — движущая сила превращения, уменьшаются кри­тический размер зародыша и работа его образования, что способствует увеличению с. з. ц. С другой стороны, с ростом степени переохлаждения уменьшается подвижность атомов, что затрудняет образование центров кристаллизации.

30. В результате совместного влияния двух противополож­но действующих факторов кривая Таммана проходит через максимум. Важно, что с. з. ц. может стать ничтожно малой при температурах, далеких от абсолютного нуля (см. рис... 60). Создавая достаточно большое переохлаждение, мы мо- / жем подавить диффузионное превращение в твердом состоя^ нни, на чем и основана закалка сплавов.

31. Во время превращения в твердом состоянии действует еще один фактор, затрудняющий зарождение центров пре­вращения. Новая фаза всегда отличается от исходной струк­турой и удельным объемом. Так как превращение развива­ется в упругой кристаллической среде, то изменение удель­ного объема при этом вызывает появление энергии упругой деформации в одной или обеих фазах, что затрудняет пре­вращение и повышает энергию Гиббса. Следовательно, в изменение энергии Гиббса при превращении в твердом со­стоянии вносит положительный вклад некоторая упругая составляющая AG_ynP, которую необходимо учесть в выра­жении (20):

32. AG = A G_o6 + AG_noB + AG_ynp. (26)

33. Слагаемое AG_ynp, которое не было учтено при выводе формул (21), (23), (24) и (25), качественно не меняет за­ключения о характере зависимости изменения энергии Гибб­са при изотермическом превращении A Got размера заро­

34. дыша (см. рис. 61) и о характере зависимости с. з. ц. от сте­пени переохлаждения (см. рис. 60). Это слагаемое лишь влияет на величины а_кр, AG_Kp и J. Иногда такое влияние может быть очень сильным. Например, из-за увеличения удельного объема на 25 % превращение белого олова в се­рое связано с возникновением столь большой величины АСу_Пр, что оно начинает самопроизвольно развиваться толь­ко на морозе при —20 °С, и то весьма редко (температура равновесия обеих модификаций олова +13°С).

35. А

    

    Степени перегрева АТ ■ Температура Т
    нализ, аналогичный приведенному для с. з. ц., позво­ляет теоретически объяснить характер зависимости линей­ной скорости роста кристаллов от степени переохлаждения.

36. 5. 

37. Рис. 62. Зависимость средней скорости Рис. 63. Зависимость средней скорости

38. фазового превращения от степени фазового превращения от степени

39. переохлаждения перегрева

40. Максимумы скорости зарождения и линейной скорости роста соответствуют разным степеням переохлаждения, причем восходящая ветвь кривой скорости зарождения сдви­нута в сторону больших переохлаждений (см. рис. 60).

41. Скорость зарождения центров и линейная скорость ро­ста кристаллов определяют суммарную скорость фазового превращения. Средняя скорость изотермического фазового превращения вначале растет с увеличением степени переох­лаждения, достигает максимума и затем падает (рис. 62)^I. Среднюю скорость фазового превращения экспериментально определяют как обратную величину времени полного изо­термического превращения. •

42. Приведенный в этой главе термодинамический анализ образования зародышей новой фазы относился к изотерми­

43. ческим условиям. Скорости зарождения и линейного роста участков новой фазы экспериментально также измеряют при определенных переохлаждениях. В практике же термиче­ской обработки наибольший удельный вес занимают процес­сы с непрерывным охлаждением. Это не обесценивает наши выводы, полученные для изотермического фазового превра­щения, так как при непрерывном охлаждении металл про­ходит через бесчисленное множество степеней переохлажде-_ ния. Чем быстрее охлаждается металл, тем меньше успева­ет образовываться центров кристаллизации новой фазы ! при каждой степени переохлаждения и тем сильнее переох- j лаждается материнская фаза.

44. До сих пор в этой главе рассматривалось фазовое пре­вращение при охлаждении. Основные положения флуктуа- \ ционной теории зарождения центров новой фазы справедли­вы и для процессов фазового превращения при нагреве. С увеличением степени перегрева выше Т₀ растет разность , энергий Гиббса исходной и новой фаз (см. рис. 59) и умень­шаются размеры критического зародыша и работа его об­разования. —

45. Основное отличие фазового превращения при нагреве от] превращения при охлаждении — это нарастающее увеличе­ние подвижности атомов при удалении от температуры рав­новесия двух фаз. Поэтому с увеличением степени перегрева' скорость превращения интенсивно растет вследствие умень/ шения размера критического зародыша и работы его обра_г зования, а также увеличения подвижности атомов (рис. 63). Этим объясняется то, что при превращениях в твердом со* стоянии достигается степень перегрева обычно гораздц меньше, чем степень переохлаждения. .-4 _<

46. При фазовых превращениях образующаяся фаза очень J часто отличается по химическому составу от исходной фазы. Поэтому для образования критического зародыша недоста­точно энергетической флуктуации, необходима еще флуктуа­ция концентрации. В твердом растворе при определенном среднем химическом составе имеются участки с большим и меньшим содержанием того или иного компонента. Очевид­но, чем больше отклонение от среднего состава и больше размер участка с таким отклонением, тем меньше вероят­ность концентрационной флуктуации в пределах исходной' фазы. Например, чтобы в аустените эвтектоидного состава, (0,8 % С) образовался зародыш цементита, содержащего 6,67 % С, необходимо местное повышение концентрации уг­лерода примерно в восемь раз. В аустените имеются участ^ ки, богатые и бедные углеродом. Расчет, основанный на \

47. теории вероятностей, показывает, что в 1 см³ аустенита эв- тектоидного состава имеется в 3,3-10¹⁶ обогащенных угле­родом участков размером в 6 элементарных ячеек с кон­центрацией углерода 6,67 % и всего лишь 1000 обогащен­ных углеродом участков с такой же концентрацией, но раз­мером в 24 элементарные ячейки (всего в 1 см³ аустенита находится 2,14-10²² элементарных ячеек).

48. Следует учитывать различие между флуктуациями соста­ва внутри одной фазы и дисперсной смесью двух фаз. Флук­туации концентрации все время возникают и исчезают. Каж­дой температуре и среднему составу раствора соотвествует свое, не зависящее от времени распределение концентра­ционных флуктуаций по их величине. Такое распределение существует и в метастабильной, например переохлажденной, фазе до начала превращения. Двухфазная же система не может характеризоваться равновесным распределением ча­стиц фаз по их размерам, так как эти частицы беспредельно стремятся к укрупнению — вначале растут за счет исходной фазы, а затем коагулируют соседние частицы, принадлежа­щие одной фазе.

49. Необходимость флуктуации концентрации в добавление к флуктуации энергии затрудняет образование центров но­вой фазы, особенно в тех случаях, когда составы исходной и новой фаз сильно различаются. Термодинамика процессов образования фазы, отличающейся по составу от исходной, более подробно изложена в § 45.

50. § 18. Роль строения межфазных границ при фазовых превращениях

51. Межфазная энергия на границе зародыша с исходной фа­зой зависит от строения этой границы. Различают три типа межфазных границ: когерентные, полукогерентные и неко­герентные.

52. На когерентной границе решетка одной фазы плавно пе­реходит в решетку другой фазы (рис. 64, а): атомные пло­скости не прерываются на такой границе, а лишь несколько изгибаются, как бы продолжаясь в другой фазе. Эта упру­гая деформация, называемая когерентной, обеспечивает плавную сопряженность решеток двух фаз, межатомные расстояния в которых всегда различны. Если новая фаза жестче исходной, то когерентная деформация сосредоточи­вается в основном в исходной фазе, и наоборот.

53. Если между кристаллами двух фаз имеется когерентная

54. граница или, коротко, когерентность’, то обе фазы (и их кристаллы) также называют когерентными. Если при фа­зовом превращении обеспечивается когерентность фаз, то это означает, что соседи любого атома в исходной фазе оста­ются соседями этого же атома в новой фазе (см. § 34).

55. Несоответствие двух решеток может быть скомпенсиро­вано за счет когерентных деформаций только в том случае, когда разница в межатомных расстояниях сопрягающихся фаз достаточно мала.

56. На рис. 64, а видно, что при удалении от его центра к краям изгиб вертикальных атомных плоскостей нарастает.

5. 

   Р

   		&сС

   5. ос I

5. Рис. 64. Схемы строения когерентной (а) и полукогерентной (б) границ меж­ду кристаллами фаз а и 3

6. Вполне очевидно, что с увеличением площади когерентной границы должна нарастать и упругая деформация на ней. Поэтому чисто когерентная межфазная граница возможна только на сравнительно небольшой поверхности раздела фаз, и тем меньшей, чем больше несоответствие их решеток.

7. При увеличении размера зародыша может быть достигнут момент, когда компенсация несоответствия решеток двух фаз становится энергетически более выгодной не в результате когерентной деформации по всей поверхно­сти раздела, а частично за счет дислокаций (рис. 64, б). Эти дислокации называют структурными или дислокация­ми несоответствия. В промежутках между ними соблюдает­ся когерентность решеток двух фаз. Межфазную границу, имеющую такое строение, называют полукогерентной. Если, например, степень несоответствия двух решеток е= (а_а— •—ар)/а_в=0,01, а вектор Бюргерса структурных дислокаций равен одному межатомному расстоянию в плоскости сопря­жения, то для компенсации указанного несоответствия ре-

8. шеток на полукогерентной границе дислокации должны от­стоять одна от другой на 1/0,01 = 100 межатомных расстоя­ний. Чем больше степень несоответствия решеток, тем выше плотность дислокаций на полукогерентной границе. При большой степени несоответствия решеток двух фаз расстоя­ние между структурными дислокациями настолько умень­шается, что они теряют свою индивидуальность (их ядра сливаются). Такая межфазная граница называется некоге­рентной так же, как и сами фазы, разделяемые этой грани­цей. Из сказанного следует, что прототипом некогерентной границы является высокоугловая граница зерен одной фазы, а прототипом полукогерентной — малоугловая гра­ница.

9. Согласно оценочным расчетам, межфазная энергия ко­герентной границы не превышает 200 мДж/м², у полукоге­рентной равна 200—500 мДж/м², а у некогерентной состав­ляет 500—1000 мДж/м². Следовательно, при прочих равных условиях работа образования критического зародыша, имеющего когерентные границы, должна быть самой низкой, а скорость образования таких зародышей — наиболее вы­сокой.

10. На рис. 64 видно, что решетка зародышей, отделенных от исходной фазы когерентной или полукогерентной грани­цей, всегда* кристаллографически ориентирована определен­ным образом по отношению к решетке исходной фазы. От­сюда не следует делать обратного вывода, что две фазы с закономерной ваимной ориентацией их решеток обязатель­но когерентны. Во-первых, решетка некогерентной фазы мо­жет обладать закономерной ориентировкой по отношению к решетке исходной фазы, так как вначале зародыш новой фазы имел полукогерентную границу, затем при росте кри­сталла межфазная граница стала некогерентной, а ориен­тировка его сохранилась прежней. Во-вторых, если зародыш с самого начала имеет некогерентную границу, то также возможна закономерная ориентировка его решетки по отно­шению к решетке исходной фазы. Ориентированное превра­щение подчиняется общей закономерности, сущность которой была наиболее развернуто сформулирована П. Д. Данковым как принцип ориентационного и размерного соответствия: «Химическое превращение на поверхности твердого тела развивается таким образом, чтобы конфигура­ция атомов исходной твердой фазы сохранялась (или почти ; сохранялась) и в новой твердой фазе. Возникающая при \ указанном процессе кристаллическая решетка новой фазы ! сопрягается с кристаллической решеткой исходной фазы по-

5. добными кристаллическими плоскостями, параметры кото­рых отличаются друг от друга минимально». Причина зако­номерной ориентации двух фаз с термодинамической точки зрения состоит в том, что при кристаллизации в анизотроп­ной среде «минимум поверхностной энергии обеспечивается при максимальном сходстве в расположении атомов на со­прикасающихся гранях старой и новой фаз» (С. Т. Конобе- . евский). .-J.

6. Принцип ориентационного и размерного соответствия ' или, коротко, структурного соответствия, который также на­зывают принципом Данкова—Конобеевского, наиболее ярко проявляется при образовании когерентной фазы, но он мо­жет определять ориентировку и некогерентного зародыша, так как и в этом случае закономерная ориентировка способ­на уменьшить энергию некогерентной границы.

7. Принцип структурного соответствия дает одно из объяс- j нений появлению вытянутых, закономерно ориентированных ! кристаллов новой фазы. На шлифе они расположены парал- j лельно один другому или составляют определенный угол. ; Такую структуру называют видманштеттовой по имени ав- / стрийского исследователя А. Видманштеттена, который од­ним из первых наблюдал в 1808 г. на железоникелевом ме­теорите характерный рисунок из переплетающихся полосу

8. § 19. Гомогенное и гетерогенное зарождение фаз

9. Зарождение новой фазы, происходящее совершенно случай­ным образом в разных местах объема исходной фазы, назы­вают гомогенным.

10. Одним из механизмов гомогенного зарождения является флуктуационное образование критических зародышей (см.

11. § 17). Сами флуктуации энергии и концентрации являются результатом хаотичного теплового движения, и возникнове­ние их в разных участках исходной фазы носит вероятност­ный характер. Поэтому и распределение по объему исход­ной фазы зародышей, возникших на базе таких флуктуаций, также случайно.

12. Классическая теория гомогенного зарождения была раз­вита применительно к конденсации пара и кристаллизации жидкости. Но уже с самого начала было известно, что эти процессы происходят преимущественно на стенках сосуда или изложницы, а также на взвешенных частицах, т. е. на готовых поверхностях раздела.

13. В расплаве всегда присутствуют мельчайшие обычно не­контролируемые химическим анализом включения — окси-

14. ды, нитриды, карбиды, сульфиды и др. Многочисленные «по­сторонние» включения служат затравками, и поэтому в обычных условиях мы имеем дело не с самопроизвольным гомогенным зарождением внутри объема чистой жидкости, а с зарождением на имеющихся поверхностях раздела с другими фазами. Поэтому такое зарождение было названо гетерогенным.

15. Гетерогенное зарождение не противоречит классической флуктуационной теории образования критических зароды­шей. Если межфазная энергия на границе зародыша с вклю­чением ниже, чем на границе с расплавом, то работа обра­зования критического зародыша будет меньше^I. Повышение скорости зарождения на готовых поверхностях раздела при росте переохлаждения объясняется, как и в случае гомо­генной кристаллизации, уменьшением размеров критическо­го зародыша и работы его образования.

16. В твердом состоянии условия для предпочтительного за­рождения в определенных местах еще более благоприятны, так как в исходной фазе имеется множество мест с повы­шенной энергией Гиббса, которая способствует превраще­нию. Такими местами являются границы зерен и субзерен исходной фазы, дисперсные включения других фаз, дислока­ции и дефекты упаковки.

17. Термин «гетерогенное зарождение» был распространен на все случаи предпочтительного зарождения в твердой фа­зе независимо от природы мест, в которых образуются за­родыши.

18. При гетерогенном зарождении в твердом состоянии мож­но выделить две причины уменьшения работы образования критического зародыша: 1) пониженную межфазную энер­гию на готовой границе раздела зародыша и матрицы и 2) полное или частичное исчезновение в исходной фазе де­фекта решетки и связанной с ним энергии Гиббса.

19. Рассмотрим раздельно гетерогенное зарождение в каж­дом из типовых мест предпочтительного образования за­родышей.

1. Зарождение на границах зерен

5. Облегчение зарождения на границах зерен исходной фазы можно объяснить так же, как и предпочтительное зарожде­ние кристаллов на включениях в расплаве. Это явление можно трактовать и несколько по-иному: при образовании зародыша новой фазы исчезает некоторая часть межзерен- ной границы и высвобождающаяся при этом избыточная энергия межзеренной границы исходной фазы AG_rp идет на образование зародыша новой фазы, т. е. на построение меж­фазной границы и компенсацию возникающей упругой энергии. Выражение (26) можно для этого случая записать в такой форме:

6. ДG = - ДС_об + АС_П0В + AGynp - AG_rp. (27)

7. Следовательно, работа образования критического заро­дыша из-за отрицательного вклада AG_rp в общее изменение энергии Гиббса будет понижена.

8. Имеются и другие причины предпочтительного зарожде­ния на границах зерен. Из курса физической химии изве­стно, что те или иные компоненты жидкого раствора по-раз- ному влияют на его поверхностное натяжение. Поверхност­но-активные элементы, уменьшающие поверхностное натяжение раствора, должны самопроизвольно концентри­роваться, адсорбироваться около его поверхности, так как при этом уменьшается энергия Гиббса системы. Поверхно­стная активность может проявляться не только в жидких, но и в твердых растворах. Растворенные элементы, снижа­ющие энергию Гиббса межкристаллитной границы и обога­щающие приграничную зону, называют горофильными. Самопроизвольное обогащение границ зерен растворенным элементом называют равновесной сегрегацией в отличие от неравновесного повышения концентрации твердого ра­створа вблизи межзеренных границ при дендритной лик­вации. Если дендритная ликвация постепенно рассасыва­ется при отжиге, то равновесная сегрегация, наоборот, уси­ливается с увеличением времени изотермической выдержки.

9. Одной из причин равновесной сегрегации является упру­гое взаимодействие атомов растворенного элемента с меж­зеренной границей. В растворах замещения из-за размерно­го несоответствия атомов компонентов вокруг атомов раст­воренного элемента решетка искажена. На межзеренной границе атомы расположены неправильно и имеются участ­ки разрежения и сгущения. Атомы растворенного элемента с диаметром, большим, чем у основного металла, будут стре­миться попасть в разреженные участки на границе зерен, а атомы растворенного элемента с меньшим диаметром, чем У растворителя, — в участки сгущения на межзеренной гра­нице.

10. В растворах внедрения атомы растворенного элемента также создают искажения в объеме кристалла из-за того, что их диаметр больше размера пустот решетки, в которых они размещаются. Этим атомам также энергетически более выгодно размещаться на межзеренной границе в разрежен­ных участках.

11. Таким образом, движущей силой равновесной сегрегации является разность в энергии искажений решетки вокруг ато­ма растворенного элемента в объеме кристалла и на меж­зеренной границе. Эта разность представляет собой энергию упругой связи атома растворенного элемента с границей зе­рен Е. От величины Е и от концентрации растворенного элемента в объеме зерна С₀ зависит концентрация его на границе:

12. г р^Е/кт

13. С_гр = — . (28)

14. 1 + С₀е^Е'^кт

15. Чем больше размерное несоответствие атомов, тем боль­ше энергия упругого взаимодействия Е и, следовательно, выше С_Гр. В о. ц. к. решетке размер пустот, в которых раз­мещаются атомы внедрения, меньше, чем в г. ц. к., и по­этому в ней атомы внедрения должны сильнее сегрегировать к межзеренной границе.

16. С ростом температуры равновесная сегрегация размы­вается тепловым движением и при достаточно высокой температуре практически полностью рассасывается.

17. Так как вокруг атомов растворенного элемента в объ­еме кристалла решетка всегда искажена, то, следователь­но, всегда существует упругое взаимодействие этих атомов с межзеренной границей. Получается, что все растворен­ные элементы в той или иной степени должны быть горо- фильны. Однако имеются экспериментальные данные'о том, что некоторые элементы горофобны — их концентра­ция на границе зерен меньше, чем в объеме. Это значит, что, кроме упругого, существует еще и химическое взаимо­действие атомов растворенного элемента с межзеренной границей, которое (в зависимости от особенностей элект­ронного строения атомов) может способствовать равновес­ной сегрегации на границе, а может, перекрывая упругое притяжение, вызывать очищение приграничной зоны от атомов растворенного элемента.

18. Горофилен данный элемент или горофобен в конкретном растворителе, можно весьма надежно оценить, исп'ользуя представление об аналогии между строением расплава и неупорядоченной структурой на границе зерен. Из этой аналогии вытекает, что отношение концентраций раство­ренного элемента'в объеме зерна и на межзеренной грани­це должно быть равно отношению концентраций его в твер­дом (А) и жидком (С_ж) растворах, т. е. равно коэффици­енту распределения:

19. С₀1С_ГР = С_т/С_ж = k. (29)

20. Значение k легко определить по диаграмме состояния вблизи точки плавления основного компонента. Если до­бавка понижает точку ликвидуса, то k<l, и, следователь­но, растворенный элемент должен быть горофилен: кон­центрация его в расплаве больше, чем в твердом растворе, а на границе зерен больше, чем в теле зерна. Если же до­бавка повышает точку ликвидуса твердого раствора, то k>\, и, следовательно, растворенный элемент горофобен: концентрация его в расплаве меньше, чем в твердом рас­творе, а на межзеренной границе меньше, чем в теле зерна. Однако надежных количественных предсказаний степени проявления горофильности или горофобности на основе указанного метода сделать нельзя хотя бы потому, что структура границ зерен не тождественна структуре жидко­го раствора.

21. Равновесная сегрегация горофильного элемента или, на­оборот, обеднение приграничной зоны горофобным элемен­том может сильно влиять на зарождение новой фазы по границам зерен, причем в принципе возможно и облегче­ние, и затруднение здесь фазового превращения. Особенно важно то, что при незначительном общем содержании горо­фильного элемента в сплаве концентрация его в растворе на межзеренной границе может быть достаточно велика, чтобы повлиять на фазовое превращение. Разные плавки сплава одной и той же марки в силу случайных обстоя­тельств содержат неодинаковое количество неконтролируе­мых обычными методами анализа горофильных примесей, и поэтому эти плавки могут существенно различаться по скорости зарождения новой фазы на границах зерен. Из-за равновесной сегрегации на фазовые превращения сильно влияют специально вводимые малые, «гомеопатические» добавки, например добавки бора, тысячные доли процента которого затрудняют распад аустенита по межзеренным границам.

22. Границы зерен влияют не только на зарождение, но и на скорость роста зародыша новой фазы. Если новая фаза отличается от исходной по химическому составу, то диффу­зионный рост ее зародышей по границам зерен идет быст­рее, чем в теле зерна. Это объясняется тем, что, как извест­но, скорость диффузии по границам зерен, где строение металла более «рыхлое», выше, чем в объеме зерен. Энер­гия активации зернограничной диффузии примерно вдвое меньше, чем у объемной диффузии. Так как величина энер­гии активации входит в показатель степени в формуле температурной зависимости коэффициента диффузии (D = =Ae~^QIRT), то указанная разница в значениях энергии активации обусловливает большое различие в коэффициен­тах граничной и объемной диффузии. Например, у v-железа при 1000 °С коэффициент самодиффузии по границам зерен в 10³ раза больше, чем внутри них.

23. Роль границ зерен в диффузионном превращении возрас­тает с понижением температуры в связи с тем, что диффу­зионная подвижность в объеме зерен становится весьма низкой. Границы зерен начинают заметно влиять на ско­рость диффузионных фазовых превращений при температу­рах ниже 0,75 Гпл.

2. Зарождение на дислокациях

5. Вокруг дислокации существует поле упругих напряжений. Например, в случае краевой дислокации под краем непол­ной атомной плоскости находится область растяжения, а над этим краем — область сжатия. Поэтому структурное несоответствие зародыша и исходной фазы может быть частично или полностью скомпенсировано дислокацией, что служит одной из причин предпочтительного образования на дислокациях зародышей с полукогерентными и некогерент­ными границами. При образовании такого зародыша упру­гая энергия решетки исходной фазы в некоторой области вблизи линии дислокации уничтожается. Это значит, что в формуле (26) слагаемое AG_ynp имеет минус: упругая энер­гия дислокации способствует зарождению, суммируясь с движущей силой превращения AG₀6- По одной из оценок, в результате этого скорость зарождения на дислокациях в 10⁷⁸ раз больше скорости гомогенного зарождения.

6. Другая причина предпочтительного зарождения на дис­локациях — образование вдоль линий дислокаций атмосфер Коттрелла из атомов растворенного элемента. Если заро­дыш отличается от исходной фазы повышенным содержа­нием легирующего элемента, то естественно, что ему легче образоваться там, где уже имеется сегрегация этого эле­мента. Наконец, энергия активации диффузии вдоль крае­вых дислокаций примерно вдвое ниже, чем в объеме зерна вдали от дислокаций. Ускоренная диффузия по дислокаци­онным «трубкам» облегчает диффузионный рост зароды­шей новой фазы, особенно при низких температурах, когда диффузия в объеме зерна исходной фазы становится очень медленной.

3. Зарождение на дефектах упаковки

5. Дефект упаковки, например в гранецентрированной куби­ческой решетке, является прослойкой гексагональной плот- ноупакованной решетки, и наоборот. Если новая фаза име­ет решетку того же типа, что и дефект упаковки, то он может служить готовым зародышем новой фазы. Так как растворимость легирующего элемента в общем случае дол­жна быть разной в решетках разного типа, то атомы пере­распределяются между дефектом упаковки и остальной решеткой исходной фазы, образуя атмосферы Сузуки, кото­рые способствуют зарождению фазы, отличающейся по составу от исходной. По этим двум причинам растянутые дислокации, в которых дефект упаковки связывает частич­ные дислокации, являются местами предпочтительного за­рождения новой фазы.

4. Зарождение на включениях

5. В исходной фазе часто имеются включения оксидов, карби­дов, нитридов, интерметаллидов и других фаз. Включения могут облегчить зарождение новой фазы по той же причи­не, что и при гетерогенном зарождении в расплаве: работа образования критического зародыша уменьшается, если поверхностная энергия на границе зародыша с включени­ем меньше, чем с материнской фазой. Это более вероятно в том случае, когда решетка включения изоморфна решетке зародыша.

6. Включения могут ускорять зарождение не только непо­средственно, но и через образование дислокаций. Из-за разницы в термических коэффициентах расширения вклю­чений и матрицы при термической обработке вокруг вклю­чений могут возникнуть такие напряжения, что в материн­ской фазе генерируются дислокации, на которых может предпочтительно зарождаться новая фаза.

7. При затвердевании расплава образование центров крис­таллизации на более тугоплавких включениях является основным механизмом гетерогенного зарождения. При пре­вращениях же в твердом состоянии зарождение непосредст­венно на поверхности включений играет, как правило, вто­ростепенную роль по сравнению с зарождением на разного рода дефектах решетки (границах зерен, субграницах, дис­локациях), число которых и протяженность обычно намного больше, чем включений.

5. Зарождение в микронесплошностях

5. На поверхности усадочных и газовых микропор, микротре­щин и других несплошностей, возникающих по границам и внутри зерен при кристаллизации, пластической дефор­мации и термической обработке, а также на открытой по­верхности изделия, зарождение новой фазы может быть сильно облегчено, так как здесь отсутствует упругое сопро­тивление сплошной среды возникновению в ней кристаллов с другим удельным объемом. Эти места предпочтительного зарождения особенно эффёктивны, когда слагаемое AGynp в формуле (26) велико. Примерами являются зарождение графита в микронесплошностях аустенита и превращение белого олова в серое, начинающееся с открытой поверхно­сти образца.

6. * *

7. *

8. Дисперсность частиц новой фазы и характер их распре­деления по объему сплава при гетерогенном зарождении определяются числом и расположением мест предпочти­тельного зарождения. В отличие от гомогенного зарожде­ния центры фазового превращения при гетерогенном за­рождении могут быть резко неоднородно распределены по объему сплава, концентрируясь, например, на границах зерен. Очень часто кристаллы новой фазы, расположенные по границам зерен материнской фазы, дают четкие конту­ры этих границ. Но они могут и весьма равномерно распре­деляться по объему сплава, если места предпочтительного зарождения сами равномерно распределены по объему исходной фазы; это, например, возможно в случае зарож­дения на дислокациях, дефектах упаковки и включениях. Изменение числа и характера расположения мест гетеро­генного зарождения под воздействием термической обра­ботки, пластической деформации и другими способами является одним из самых эффективных путей регулирова­ния структуры, получающейся при фазовых превращениях. Например, измельчение зерен исходной фазы (а значит увеличение суммарной поверхности их границ) или повы­шение плотности дислокаций при пластической деформа­ции увеличивает число центров фазового превращения.

9. § 20. Образование промежуточных метастабильных фаз

10. Образование стабильной фазы приводит систему в состоя­ние с абсолютным минимумом энергии Гиббса. Однако при определенных условиях зарождается и растет не абсолютно стабильная, а метастабильная фаза, образование которой приводит систему в состояние с относительным минимумом энергии Гиббса.

11. Рассмотрим условия равновесия исходной фазы а с но­вой стабильной фазой {3, отличающейся от исходной струк­турой и составом. Используем для этого метод геометриче­ской термодинамики, включающий построение графиков энергия Гиббса — состав.

12. К

    

    Рис. 65. Диаграмма состояния (а) и зависимость энергии Гибб­са от состава при температуре Ti (б)
    ак известно из курсов фи­зической химии и металлогра­фии, при постоянной темпера­туре каждая из фаз характе­ризуется своей кривой зависи­мости энергии Гиббса от сос­тава этой фазы (рис. 65). Ес­ли к кривым энергии Гиббса двух равновесных фаз прове­сти общую касательную, то точки касания (а и Ь) укажут составы равновесных фаз при данной температуре. В общем случае эти составы не отвеча­ют точкам минимума на рас­сматриваемых кривых, так как условием гетерогенного равно­весия в системе, состоящей из более чем одного компонента, является не достижение мини­мума энергии Гиббса каждой из фаз, а равенство химиче­ских потенциалов компонента в соседствующих фазах.

13. Энергия Гиббса смеси фаз — всегда величина аддитив­ная и изображается точками на прямой, связывающей зна­чения энергии Гиббса равновесных фаз. Следовательно, любая точка на отрезке ab, например G_t (рис. 65,6), ука­зывает энергию Гиббса смеси равновесных фаз с состава­ми в точках а и b (поверхностная энергия межфазных гра­ниц здесь не учитывается).

14. Участок fa на кривой энергии Гиббса ос-фазы относится к той области составов a-фазы (от А до С_а), где она при Данной температуре стабильна, а участок ag — где она

15. метастабильна. В последнем случае энергия Гиббса а-фазы больше, чем у смеси фаз а+р того же состава (например, в сплаве Со G2>Gi). Если состав a-фазы находится правее точки С_а, то из нее должна образовываться p-фаза до тех пор, пока состав исходной фазы не достигнет равновесного (С_а). Если же состав a-фазы расположен левее точки >С_а и в контакте с ней находится p-фаза, то последняя будет

5. р

   Рис. 66. Схема к анализу равновесия a-фазы со стабильной (5-и метастабиль- иыми (У- и (У'-фазами

   А С_а С С ‘ Cq

   астворяться в а-фазедотех пор, пока не будет достиг­нут равновесный состав С_а.

6. Д

   С

   опустим, что в какой- то системе не только суще­ствует стабильная фаза, но и возможно в определенных условиях образование мета- стабильных фаз р' и Р", энергия Гиббса которых вы­ше, чем у p-фазы (рис. 66). Метастабильная фаза р' от­личается от стабильной толь­ко структурой, а фаза р"— и структурой, и составом. В стабильном равновесии с

5. р-фазой находится a-фаза состава С_а. В метастабильном равновесии с фазами р' и р" находится a-фаза составов С' и С" соответственно. Можно сделать общий вывод, что рас­творимость метастабильной фазы в другой фазе всегда вы­ше растворимости стабильной фазы.

6. В сплаве состава С₀ энергия Гиббса смеси фаз а+р меньше, чем у смесей фаз а+р' или а+р" (Gi<G₂<G₃). Отсюда можно сделать вывод, что снижение энергии Гиб­бса при образовании стабильной фазы больше, чем при образовании метастабильной фазы: (G4—G])>(G₄—G₂) и (G₄-G,) >(G₄—G3). Однако этот анализ не учитывает роли межфазной энергии (на рис. 66 представлен график зависимости от состава объемной энергии Гиббса). Вместе с тем, как показано в § 17, межфазная энергия может играть решающую роль на первых этапах образования кри­сталлов новой фазы, когда велико отношение их поверхно­сти к объему и соответственно велик вклад межфазной энергии в общую энергию Гиббса кристалла.

7. Значения межфазной энергии на границах a-фазы с фазами р, р' и р" могут очень сильно различаться. Допус­тим, что кристаллическая решетка стабильной p-фазы рез­ко отличается от решетки исходной a-фазы и поэтому коге­

8. рентная граница не может возникнуть. В то же время структура метастабильных фаз р' и р" ближе к структуре исходной a-фазы и межфазные границы а/p' и а/p" могут быть когерентными или полукогерентными. Межфазная энергия на таких границах намного ниже, чем на некоге­рентной границе а/р.

9. Если выигрыш в межфазной энергии существенно пере­кроет проигрыш в объемной энергии Гиббса, то тогда со­гласно формуле (26) работа образования критического за­родыша AG_lsp метастабильной фазы будет ниже, чем у ста­бильной, и скорость зарождения метастабильной фазы в соответствии с выражением (25) будет выше. В случае когерентной или полукогерентной границ метастабильных фаз для уменьшения AG,_tp выигрыш в межфазной энергии должен также перекрывать возрастание упругой энергии, связанной с такими границами.

10. Если в системе могут существовать разные метастабиль- ные фазы, то при данной степени переохлаждения с увели­чением времени выдержки вначале из-за большей скорости зарождения будет образовываться метастабильная фаза, у которой минимальна работа образования критического зародыша. Затем появятся метастабильные фазы с боль­шей энергией образования критического зародыша Я в по­следнюю очередь появится стабильная фаза, так как энергия активации ее образования самая высокая и, сле­довательно, скорость зарождения самая низкая.

11. Таким образом, последовательность образования фаз регулируется не достигаемым уровнем объемной энергии Гиббса, а величиной энергетического барьера при зарожде­нии новой фазы, который сильно зависит от энергии меж­фазной границы. Чем больше указанный барьер, т. е. боль­ше энергия активации образования критического зароды­ша, тем позднее образуется соответствующая фаза. Эта закономерность называется «правилом ступеней».

12. Когда после образования фазы р" появляется относи­тельно более стабильная фаза р', то около ее кристаллов в исходной a-фазе устанавливается равнонесная концентра­ция С', в то время как на границе с р"-фазой ранее уста­новилась концентрация а-раствора С" (рис. 67). Диффузи­онное выравнивание состава в а-растворе стремится пони­зить его концентрацию на границе с р"-фазой, что приводит к ее растворению в матрице. Благодаря такой «подпитке» вторым компонентом а-раствор на границе с Р"-фазой, пока она полностью не исчезнет, должен иметь концентрацию точки ,С". Если же условно разделить во

13. времени процессы выравнивания состава в матрице и рас­творения в ней р"-фазы, то результат такого выравнивания состава можно схематично изобразить пунктирной линией на рис. 67.

14. С огласно этой схеме перенос компонента В от грани­цы a/f>" к границе сс/р' повы­шает концентрацию «-раство­ра вблизи границы а/р' и делает его здесь пересыщенным относи­тельно р'-фазы. Вследствие этого выделяется р'-фаза на готовой поверхности р'-частицы и концен­трация а-раствора снижается до равновесной (С'). Одновременно около границы а/Р" матричный раствор становится ненасыщен­ным по отношению к р"-фазе, ко­торая растворяется в нем и под­нимает концентрацию а-раствора до равновесной (С"). Эти процес­сы будут идти до тех пор, пока не растворится вся р"-фаза. Сле- ции компонента^Ив В а-растворё довательно, более стабильная фа-

15. ми В"^аС™V^МГ“'^ДУИ ^ВС'^Десм^еТа ³³ р⁷ Р^{астет 33 счет} растворения

16. рнс. 66) ' менее стабильной фазы р" путем

17. диффузионного переноса компо­нента В через матричный а-раствор.

18. Аналогично при появлении стабильной фазы р должна растворяться фаза р'. Это соответствует общему правилу: образование более стабильной фазы приводит к растворе­нию ранее образовавшейся менее стабильной фазы, кото­рую обычно называют промежуточной. В конце концов система может прийти к состоянию, характеризующемуся абсолютным минимумом энергии Гиббса.

19. Образованию промежуточной фазы может способство­вать также концентрационный фактор. Если стабильная фаза резко отличается по химическому составу от исходной, то для ее зарождения требуются большие флуктуации кон­центрации, а для ее роста необходим сравнительно боль­шой диффузионный массоперенос. Если в этой же системе возможно существование метастабильной фазы, которая намного ближе по составу к исходной, то ее образование кинетически более выгодно, особенно при больших переох­лаждениях, когда замедлены диффузионные процессы.

20. Классическим примером является образование из аусте-

5. нита метастабильного цементита вместо стабильного гра­фита. Состав аустенита (не более 2,14 % С) гораздо бли­же к цементиту (6,67 % С), чем к графиту (100 % С). Вполне очевидно, что вероятность концентрационных флук­туаций, необходимых для зарождения цементита, несрав­ненно больше вероятности концентрационных флуктуаций, необходимых для зарождения графита. Скорость диффузи­онного роста кристаллов цементита также выше, чем гра­фита. Кроме этого концентрационного фактора, зарожде­нию цементита способствует и структурный фактор: цемен­тит ближе по структуре к аустениту, чем графит, и меж­фазная энергия на его границе с аустенитом должна быть ниже.

6. § 21. Кинетика фазовых превращений

7. Кинетика кристаллизационных процессов в твердом состоя­нии определяется двумя параметрами — скоростью зарож­дения центров превращения и линейной скоростью роста из этих центров. Как было показано выше, оба параметра кристаллизации зависят от степени переохлаждения или перегрева.

8. Кинетика фазового превращения при определенном пе­реохлаждении или перегреве изображается кинетической кривой, которая показывает нарастание количества новой структурной составляющей во времени (рис. 68).

9. Кинетическую кривую для превращения, протекающего при охлаждении, строят следующим путем. Образец нагре­вают до температуры выше точки фазового равновесия. При этой температуре он может сколь угодно долго нахо­диться в исходном фазовом состоянии. Затем образец быст­ро переносят в термостат с температурой ниже точки фазо­вого равновесия, т. е. температура термостата соответствует определенной степени переохлаждения. Термостатом может служить соляная или масляная ванна, а также ванна из расплавленного металла.

10. Образец должен быть тонким, чтобы он мог быстро принять температуру термостата. За степенью превращения в образцах, находящихся в термостате, следят по измене­нию каких-либо свойств, например магнитных или электри­ческих. Можно также закаливать образцы из термостата через определенные промежутки времени и измерять свой­ства или изучать микроструктуру закаленных образцов при комнатной температуре.

11. Аналогичным путем строят кинетические кривые для

12. превращений, протекающих при нагреве. В этом случае образец с исходной температуры, которая ниже точки фа­зового равновесия, быстро переносят в термостат с темпе­ратурой, соответствующей определенной степени перегрева.

13. В

    it"»

    I!"

    £55 50

    Время

    Рис. 68. Кинетика фазового превращения прн постоянной температуре:

    се изотермические кристаллизационные процессы ха­рактеризуются следующей кинетикой (см. рис. 68). Внача­ле объем, испытавший превраще­ние, растет с ускорением, а к кон­цу превращения приращение это­го объема резко замедляется. Та­ким образом, при постоянной тем­пературе истинная объемная ско­рость превращения меняется в процессе самого превращения. Для каждого момента времени истинная объемная скорость пре­вращения определяется графиче­ски по тангенсу угла наклона ка­сательной к кинетической кривой.

14. Н

    1 — кинетическая кривая; 2 — зависимость истинной объем­ной скорости превращения от времени изотермической вы­держки; оа — инкубационный период; ob — время полного превращения

    изкая объемная скорость в начальный период объясняется небольшим числом образовав­шихся центров превращения и малой поверхностью новой струк­турной составляющей. Постепен­но нарастает число центров, уве­личиваются размеры новой со­ставляющей и суммарная поверх­ность фронта кристаллизации, поэтому объемная скорость превращения, пропорциональ­ная площади этой поверхности, возрастает.

15. Однако эта скорость не может непрерывно возрастать со временем изотермической выдержки. Наступающее за­медление процесса, особенно ярко выраженное к концу превращения, объясняется тем, что растущие кристаллы соприкасаются между собой и в местах стыка рост их пре­кращается, т. е. поверхность фронта превращения умень­шается. Максимум истинной объемной скорости превраще­ния соответствует точке перегиба на кинетической кривой и достигается примерно тогда, когда половина объема пре­терпела превращение. Теперь понятно, почему каждая сте­пень переохлаждения выше характеризовалась средней ско­ростью превращения (см. рис. 62).

16. Кинетика изотермического фазового превращения, ха­рактеризуемая сигмаидальной кривой, в самом общем виде

17. хорошо описывается уравнением Аврами (8), в котором для данного случая V_zIVq — доля объема, испытавшего превращение за время т, а коэффициент В зависит от с. з. Ц. и л. с. р.

18. А. Н. Колмогоров провел математический анализ кине­тики фазового превращения с учетом роли постоянных с. з. Ц. (п) и л. с. р. (с) при условии, что кристаллы новой фазы до момента соприкосновения одного с другим имеют сферическую форму:

19. 5. 

20. (30)

21. Из этого уравнения следует, что изменение л. с. р., на­пример при увеличении степени переохлаждения, должно влиять на долю превращенного объема значительно силь­нее, чем изменение с. з. ц.

22. В соответствии с уравнением (30) в начальный период изотермической выдержки доля превращенного объема очень мала и очень медленно нарастает во времени. Поэто­му начальный участок сигмаидальной кривой практически совпадает с осью абсцисс на участке оа (см. рис. 68).

23. Период оа называется инкубационным. В инкубацион­ный период количество образовавшихся новых кристаллов настолько мало, что превращение не фиксируется обычны­ми методами исследования. Конец инкубационного перио­да (точка а на рис. 68)—это фиксируемое данным мето­дом начало превращения. Чем чувствительнее метод ис­следования, тем раньше обнаруживается появление новой структурной составляющей.

24. С практической точки зрения ничтожная степень прев­ращения в инкубационный период не принимается во вни­мание, поэтому вполне целесообразно говорить о конце ин­кубационного периода как о начале превращения, всегда мысленно подразумевая, что к «началу» превращения уже образовалось некоторое количество новой структурной со­ставляющей. Например, начало эвтектоидного превраще­ния в стали фиксируется тогда, когда имеется 0,5—1 % пер­лита.

25. Кинетические кривые при различных степенях переох­лаждения и перегрева представлены на рис. 69 и 70. В со­ответствии с закономерностями, графически изображен­ными на рис. 60 и 62, вначале с увеличением степени пе­реохлаждения уменьшается инкубационный период (ooi> >оа₂>оа₃ на рис. 69) и сокращается время полного пре­вращения (obi>ob₂>ob3). Это объясняется тем, что ис­

26. ходное фазовое состояние становится менее устойчивым. При определенной степени переохлаждения достигается наименьший инкубационный период (оа₃). Дальнейшее увеличение переохлаждения приводит к возрастанию инку­бационного периода (оа₃<.оа_л<.оа₅) и увеличению време-

27. н

    

    Время

    Рис. 69. Кинетические кривые при разных степенях пере­охлаждения:

    Т \>Тъ>Тг>Т\>Ть

    

    Рнс. 70. Кинетические кривые при разных степенях пере­грева:

    T1<T3<TS<T1<Т*

    и полного превращения (оЬ₃<оЬ₄*<о&5),так как умень­шается подвижность атомов.

28. С увеличением степени перегрева (см. рис. 70) инкуба­ционный период и время полного превращения прогрессив­но уменьшаются (оа1’>оа₂>оаз>оа_/1>оа5 и оЬ{'>оЬ₂>оЬз'> >ob₄>obs), так как одновременно с уменьшением термо­динамической устойчивости исходного фазового состояния возрастает подвижность атомов (см. также рис. 63).

29. Для решения многих вопросов термообработки не тре­буется построения кинетических кривых. Достаточно знать

30. величину инкубационного периода и время полного превра­щения при разных температурах. Эти величины изобража­ются на диаграммах изотермического превращения. На рис. 71, а представлена диаграмма изотермического пре­вращения, которое происходит при переохлаждении. Эта

31. 5. 

    6. Время Средняя

    7. скорость превращения

    8. Рис. 71. Диаграмма изотермического превращения, протекающего при пе­реохлаждении (а), и зависимость средней скорости превращения от степени переохлаждения (б):

    9. То — температура фазового равновесия

32. диаграмма построена по кинетическим кривым, показан- ным на рис. 69. Отрезки на рис. 71, а, отложенные при со­ответствующих температурах по горизонтали от ординаты до точек а\, Ъ\, а₂, Ь₂ и т. д., пропорциональны отрезкам оа_и obu оа₂, ob₂ и т. д. на рис. 69.

33. Для построения диаграммы изотермического превраще­ния совершенно не обязательно предварительно строить кинетические кривые. Достаточно опытным путем при каж­дой температуре определить время инкубационного перио­да и время полного превращения. Для этого образец, нагретый до температуры выше Т₀, быстро переносят в тер­мостат с температурой ниже Т₀ и фиксируют время появ­ления новой структурной составляющей и время исчезно­вения остатков исходной структуры.

34. Левая кривая а\ а₂ а₃ а₄ as является кривой начала пре­вращения, показывающей зависимость величины инкубаци­онного периода от степени переохлаждения. Правая кривая Ь₂ Ъз b,j Ь₅ является кривой конца превращения, показы­вающей зависимость времени полного превращения от сте­пени переохлаждения. Обе кривые называются С-кривыми. Изгиб С-кривой соответствует максимальной скорости пре­вращения (рис. 71, б).

35. Диаграмма изотермического превращения при перегреве представлена на рис. 72 (сравните с кинетическими кри­выми на рис. 70). Кривые а₂ а₃ а₄ as и b_t b₂ b₃ b₅ по­казывают фиксируемые данные методом начало и конец превращения. При достаточно высокой температуре из-за большой подвижности атомов превращение протекает прак­тически мгновенно. Поэтому кривые начала и конца пре­вращения сливаются и попадают на ось ординат.

36. 5. Тисх

    6. 

    7. Врепя

    8. Рис. 73. Кривые начала превраще­ния переохлажденной фазы в изо­термических условиях (7) н пр» непрерывном охлаждении (2)

37. 7

    

    Врепя

    Рис. 72. Диаграмма изотермиче­ского превращения, протекающего при перегреве:

    о — температура фазового равно­весия

38. Впервые диаграмма изотермического распада аустени­та в стали была построена в 1930 г. американскими учены­ми Бейном и Давенпортом. В тридцатые годы советские металловеды С. С. Штейнберг, Н. А. Минкевич, В. Д. Са­довский и др. широко исследовали распад аустенита р изо­термических условиях. Метод изучения кинетики фазовых превращений с помощью диаграмм изотермического рас­пада переохлажденной фазы, называемых также С-диаг- раммами или С-образными кривыми, оказался исключи­тельно плодотворным в теории термической обработки. Число опубликованных диаграмм изотермических превра­щений переохлажденной фазы для сталей составляет вели­чину порядка 10³, для титановых 10², алюминиевых 10². С-диаграммы построены также для чугунов, некоторых' медных, урановых и других сплавов.

39. Широкому использованию диаграмм изотермических превращений способствует то, что их строят в тех же ко­ординатах температура—время, в которых изображают режимы нагрева и охлаждения при термической обра­ботке.

40. С помощью С-диаграмм особенно удобно анализировать различные виды изотермических обработок, включающих ускоренное охлаждение и выдержку при постоянной тем­пературе, например изотермический отжиг и изотермиче­скую закалку (см. § 25 и 41). По С-диаграмме можно прямо определить время начала и конца превращения пе­реохлажденной фазы при заданной температуре и в соот­ветствии с поставленной задачей выбирать режим изотер­мической обработки.

41. Более сложно по диаграмме изотермических превраще­ний анализировать процессы фазовых превращений, про­текающие при непрерывном охлаждении, а именно такие процессы и преобладают в практике термической обработ­ки. Некоторые качественные выводы при их анализе мож­но сделать по диаграмме изотермических превращений. Например, на рис. 73 кривая 1 указывает начало превра­щения переохлажденной фазы в изотермических усло­виях. Кривые V\ и v₂ относятся к двум режимам непрерыв­ного охлаждения. Если принять, что точки ci_t и а₂ опреде­ляют начало превращения при непрерывном охлаждении, то рис. 73 наглядно показывает, что при более высокой скорости охлаждения v₂ превращение начинается при боль­шем переохлаждении (Г₀—Т₂>Т₀—Т\).

42. Качественно этот вывод правилен. Количественно же нельзя определять начало превращения при непрерывном охлаждении по пересечению кривой охлаждения с С-кри- вой, построенной в изотермических условиях. Дело в том, что инкубационный период ooj получен исследованием об­разца во время изотермической выдержки при температу­ре Т\. Нас же сейчас интересует образец, непрерывно ох­лаждающийся по режиму Vi. Этот образец в инкубацион­ный период находился при переменных температурах, которые были выше температуры Т\. Но при более высоких температурах превращение в инкубационном периоде про­текает более медленно, чем при температуре Т\. Следова­тельно, в непрерывно охлаждающемся образце по дости­жении температуры Тi степень превращения должна быть меньше, чем в образце, который то же самое время нахо­дился в изотермических условиях при температуре Т\. Поэтому в образце, непрерывно охлаждаемом по режиму v,, температура фиксируемого начала превращения долж­на лежать ниже температуры Т,, которая определяется точкой пересечения кривой охлаждения и С-кривой, пост­роенной в изотермических условиях.

43. Для количественного анализа превращений, протекаю­щих при непрерывном охлаждении, следует использовать диаграммы, которые получили название термокинетиче­ских.

44. Термокинетические диаграммы фазовых превращений строят, используя непрерывное охлаждение образцов, тем­пература которых в период охлаждения записывается ос­циллографом. Можно измерять какую-либо характеристику образца в процессе его охлаждения (например, его длину при дилатометрическом методе) и по отклонению этой ха­рактеристики от плавного изменения определять начало превращения.

45. Другой способ состоит в охлаждении по одинаковому режиму серии образцов, которые в разные моменты време­ни закаливают в воде, а затем исследуют их структуру или свойства, определяя по ним начало и конец превращения (или определенную степень превращения) при одном ре­жиме непрерывного охлаждения. Например, точки г\ и г_г указывают начало превращения при скоростях охлаждения vj и v₂ (см. рис. 73). Соответствующая кривая 2 на рис. 73 указывает начало превращения при непрерывном охлажде­нии с разными скоростями. Эта кривая относится к термо­кинетической диаграмме, на которой можно аналогичным способом построить кривые конца превращений и кривые, соответствующие определенной степени превращения при непрерывном охлаждении с разной скоростью (см. рис. 138).

46. Расхождение в положении одинаковых по смыслу ли­ний термокинетической диаграммы и диаграммы изотерми­ческих превращений может быть весьма существенным, как в случае сталей, и небольшим, как в случае дуралюминов. Заранее предсказать величину этого расхождения невоз­можно. Предложенные методы пересчета диаграмм изо­термических превращений в термокинетические дают слиш­ком грубые оценки. Поэтому оптимально построение для промышленных сплавов диаграмм превращений двух ти­пов, хотя термокинетические диаграммы строить трудно.

47. Термокинетические диаграммы можно строить и для превращений, протекающих при нагреве.

48. Глава V отжиг сталей

49. Отжиг сталей (отжиг 2-го рода)—это термическая обра­ботка, при которой главными процессами являются аусте- нитизация с последующим перлитным превращением.

1. Механизм и кинетика аустенитизацин

5. Перед образованием аустенита исходной структурой чаще всего является смесь a-фазы (о. ц. к.) и карбида. В угле­родистых сталях аустенит при температуре несколько вы­ше точки А\ содержит около 0,8 %С, в то время как феррит

6. 5. 

   6. Fe Содержание,% (по пассе ) С

   7. Рис. 74. Диаграмма состояния системы Fe—С

7. в исходной структуре содержит сотые доли процента угле­рода (рис. 74). Каким образом возникает участок •у-фазы с г. ц. к. решеткой и сравнительно высоким содержанием углерода? Этот вопрос давно дискутируется в литературе. Накопленные к настоящему времени экспериментальные данные указывают на двустадийное формирование аусте- нитных зародышей. Первая стадия — полиморфное а-*- -^-превращение по сдвиговому механизму с образованием метастабильного малоуглеродистого аустенита^I. Вторая стадия — увеличение концентрации углерода в таком аусте­ните, т. е. приближение его к равновесному составу, вслед­ствие растворения в аустените частиц карбида.

8. На сдвиговый механизм «-^-перестройки решетки при образовании зародышей аустенита указывают следующие факты: игольчатая (точнее, пластинчатая) форма первых участков 7-фазы, появление рельефа на полированной по­верхности шлифа и «наследование» дислокационной суб­структуры при а->-у-превращении (см. § 60). При малой толщине плоского зародыша, образование которого связа­но с удвоением площади границ, выигрыш в объемной энергии Гиббса достаточен для развития превращения лишь в том случае, если новая граница когерентная (имеет низкую энергию), а такая граница характерна именно для сдвигового превращения (М. А. Штремель). По мере роста зародышей их граница из когерентной становится некоге­рентной и сдвиговый механизм сменяется нормальным ме­ханизмом роста аустенитных зерен. При этом игольчатость зародышей ^у-фазы исчезает и из них формируются обычные равноосные зерна.

9. Зародыши аустенита предпочтительно образуются на границах зерен феррита. В стали со структурой зернисто­го перлита (сферодита) аустенитные зародыши возникают около частиц карбида, расположенных на границах фер- ритных зерен.

10. В доэвтектоидных сталях первые участки аустенита предпочтительно появляются на границах зерен и субзерен в избыточном феррите и по границам перлитных колоний. На рис. 75, а виден участок 1 аустенита, появившийся около перлитной колонии, и участок 2 аустенита, образо­вавшийся в избыточном феррите стали 20. На рис. 75, б показано, по данным авторадиографии, распределение уг­лерода вдоль прямой, отмеченной на рис. 75, а, в образце этой стали после нагрева до 730 °С с выдержкой 1 мин. На участке 1 содержание углерода доходит до 0,53 %, а на участке 2 — до 0,18 %, что вполне естественно, так как пер­вый участок ближе к источнику углерода (цементиту в пер­литной колонии). С увеличением выдержки состав аусте­нитных участков должен приближаться к равновесному, определяемому линией GS.

5. 5. 

6. 5. 

   6. Расстояние, мм-Ю~²

   7. Рис. 75. Микроструктура (а) и распределение углерода в фазах (б) после закалки стали 20 с 730 °С (И. В. Дощечки- иа, С. С. Дьяченко). Х600 (при печати уменьшено на */з)

7. Можно представить себе два случая роста аустенитного зародыша. В первом случае он находится в контакте и с ферритом, и с карбидом, который поглощается непосред­ственно растущим аустенитным зерном. Во втором случае аустенитный зародыш полностью окружен ферритом, и кар­бид растворяется в феррите, пока граница у/а не подойдет к карбидной частице. Оба случая фиксировали при прямом наблюдении за развитием перлито-аустенитного превраще­ния в колонне высоковольтного электронного микроскопа.

8. Проанализируем изотермическое образование аустенита при температуре Т_г на рис. 76 в указанных двух случаях.

9. Если аустенит граничит и с ферритом, и с карбидом (рис. 77, а), то в соответствии с диаграммой состояния на границе с ферритом равновесная концентрация аустенита должна изображаться точкой Ь, а на границе с цементи­

10. том — точкой а. Внутри аустенитного зерна устанавливает­ся градиент концентраций аЪ (рис. 77, а). На границе ау­стенита с цементитом имеется большой скачок концентра­ции углерода аК, а на гра­нице с ферритом — меньший скачок bd.

11. С

    

    Рис. 76. Схема «стального» участка диаграммы состояния железо — цемен­тит
    корость изотермическо­го роста аустенитного зерна контролируется диффузией углерода от границы А/Ц к границе А/Ф, выравниваю­щая диффузия понижает

12. концентрацию углерода в аустените на границе А/Ц, сдвигая состав аустенита

13. влево от точки а на рис. 77, а. Аустенит при этом становит­ся ненасыщенным по отношению к цементиту, который рас­творяется, восстанавливая равновесную концентрацию точ­ки а. На границе с ферритом выравнивающая диффузия повышает концентрацию углерода в аустените, сдвигая

14. ее вправо от точки b на рис. 77, а. Аустенит при этом ста­

15. новится ненасыщенным по отношению к ферриту, который превращается в аустенит, повышая в нем концентрацию же­леза до равновесного состава точки Ь. Таким образом, аустенитное зерно разрастается в сторону и феррита, и це­ментита.

16. Скорость перемещения межфазной границы при росте одной фазы за счет другой обратно пропорциональна скач­ку концентраций на границе (на величину этого скачка должна измениться концентрация элемента в приращенном объеме). Так как скачок концентраций на границе А/Ф при­мерно на порядок меньше, чем на границе А/Ц (bd<g.aK), то скорость роста аустенитного зерна в сторону феррита намного больше, чем в сторону цементита. В результате к моменту исчезновения ферритных промежутков перлита всегда остается не полностью растворившийся цементит. Собственно перлито-аустенитное превращение заканчива­ется с исчезновением ферритных промежутков. Затем про­должается растворение остатков цементита. По окончании его растворения аустенит неоднороден по концентрации углерода. В тех местах, где ранее находился цементит, кон­центрация углерода в гамма-растворе повышена. Для вы­равнивания состава аустенита требуется дополнительное время после окончания фазового превращения.

17. Если аустенитный зародыш полностью окружен ферри­том (рис. 77, б), то в соответствии с диаграммой состояния на рис. 76 концентрация углерода в феррите на границе его с цементитом должна изображаться точкой с, а на границе с аустенитом — точкой d. Скорость роста аустенита в этом

18. 5. 

    6. Рис. 77. Схема распределения концентрации углерода при росте аустенита*. находящегося в контакте с ферритом и цементитом (а) и полностью окру­женного ферритом (б)

19. случае контролируется диффузией углерода от границы: Ф/Ц к границе Ф/А.

20. Выравнивающая диффузия в феррите приводит к тому, что на границе Ф/Ц растворяется карбид, а на границе Ф/А феррит превращается в аустенит (граница Ф/А про­двигается в сторону феррита).

21. В доэвтектоидной стали размер зерен структурно-сво­бодного (избыточного) феррита на один-два порядка боль­ше толщины ферритных промежутков в перлите. Поэтому время исчезновения избыточного феррита превышает вре­мя исчезновения перлита. После исчезновения избыточного феррита на месте его зерен концентрация углерода в аусте­ните понижена и идет процесс выравнивания состава вну­три аустенитных зерен.

22. На рис. 78 представлена экспериментально построенная Диаграмма изотермического образования аустенита из фер- рито-перлитной структуры в доэвтектоидной стали. Линия

23. 1 характеризует появление аустенита, 2 — исчезновение ферритных промежутков в перлите и, следовательно, исчез­новение самого перлита, 3 — исчезновение избыточного феррита. Размытая граница 4 соответствует полному исчезновению карбида. Так как после этого аустенит неко­торое время остается неоднородным по содержанию угле­рода, то правее границы 4 должна находиться не показан­ная на рис. 78 линия, соответствующая окончанию выравнивания концентрации углерода в аустените при раз­ных температурах.

24. Н

    Ч/Ч, %

    

    Рис. 79. Кинетические кривые образо­вания аустенита при разных темпера­турах в стали с 1 %С, 0,6 % Сг, 0,5 % W и 1,1 % Мп (Дирифельд, Коревар и Вантспикер)
    а диаграммах изотермического образования аустенита типа той, что изображена на рис. 78, линия 1 указывает не истинное начало превращения, а обнаруживаемое данным

25. 5. 

    6. Рис. 78. Диаграмма изотермического образования аустенита в доэвтектоид­ной стали с 0,45 % С при исходной «феррито-перлитной структуре (Розе и Штрассбург)

26. экспериментальным методом некоторое количество аусте- нита, например 1 или 3 %. Тщательный металлографичес­кий анализ всегда выявляет образование первых порций аустенита сразу после перехода через точку А_и т. е. линия истинного начала превращения находится практически при температуре А_и Это связано с легкостью зарождения аусте­нита при сдвиговой а—^-перестройке решетки. Здесь нет противоречий с общей теорией фазовых переходов, так как принципиально фазовое превращение может развиваться при любой малой степени перегрева выше температуры равновесия. Известный пример практически нулевой степе­ни перегрева при фазовом превращении — плавление кри­сталлов.

27. Кинетика изотермического образования аустенита ха­рактеризуется обычной сигмаидальной кривой (рис. 79) и подчиняется уравнению Аврами (8), в котором в данном

28. случае V^/V₀—объемная доля образовавшегося аустенита, а х— время фазового превращения. Из рис. 79 видно, что сигмаидальные кривые образования аустенита при всех температурах выходят из точки с нулевой выдержкой и ин­кубационный период отсутствует.

29. На первый взгляд может показаться совершенно непо­нятным, почему в перлите превращение ос—происходит при температурах, далеких от точки равновесия ос- и -у-мо- дифнкаций железа (911°С). Дело в том, что в сталях фер­рит всегда содержит растворенный углерод. Линия GP на диаграмме состояния железо—цементит (см. рис. 74) по­казывает, что очень малые количества углерода в твердом растворе резко снижают температуру начала перехода а-+у. Точка Р соответствует содержанию в феррите около 0,1 % (ат.) углерода. Следовательно, когда на 1000 атомов железа приходится лишь один атом углерода, граница ус­тойчивости о. ц. к. решетки железа оказывается понижен­ной почти на 200 К.

30. Время окончания разных этапов образования аустенита уменьшается с ростом температуры (см. кривые 1—4 на рис. 78).

31. Если аустенитный зародыш находится в контакте и с ферритом, и с карбидом (см. рис. 77, а), то скорость про­цесса аустенитизации должна быть пропорциональна коэф­фициенту диффузии углерода в аустените и градиенту кон­центраций (Са—Сь)/Х, где X — сечение растущего зерна аустенита, С_а и С_ь — концентрации углерода в точках а и b на рис. 77, а. С повышением температуры экспоненциаль­но растет коэффициент диффузии и увеличивается перепад концентраций С_а—С_ь в соответствии с расхождением линий GS и SE на диаграмме состояния Fe—С. Кроме того, с рос­том температуры уменьшается скачок концентраций на границе А/Ф (укорачиваются коноды, соединяющие линии GP и GS), что также ускоряет рост аустенита за счет фер­рита.

32. С ростом скорости нагрева температура окончания всех этапов аустенитизации повышается, что видно из качествен­ного сопоставления положения точек пересечения схема­тично проведенных лучей нагрева V\ и V% например, с ли­нией 3 исчезновения феррита на диаграмме изотермических превращений на рис. 78. Для получения соответствующих количественных данных необходимо строить термокинети­ческие диаграммы образования аустенита по результатам опытов с непрерывным нагревом образцов при разных ско­ростях. Практически важно, что при скоростном, например индукционном или лазерном, нагреве до более высоких температур время полной аустенитизации меньше, чем при медленном печном нагреве до более низких температур.

33. С увеличением дисперсности исходной структуры время окончания всех этапов аустенитизации уменьшается.

34. Гомогенизация аустенита идет гораздо дольше в леги­рованных сталях. Легирующие элементы неравномерно распределены между ферритом и карбидом. Некарбидооб­разующие элементы находятся в феррите, а карбидообра­зующие — преимущественно в карбиде. По окончании пер- лито-аустенитного превращения аустенит неоднороден. В участках аустенита, соответствующих исчезнувшим час­тицам феррита и карбида, различна концентрация не толь­ко углерода, но и легирующих элементов.

35. Хотя скорость диффузии углерода в аустените на не­сколько порядков больше, чем у легирующих элементов, его концентрация не может выравняться до тех пор, пока не исчезнет градиент концентраций легирующих элементов. Объяснение этому с учетом влияния легирующих элемен­тов на термодинамическую активность углерода было да­но в § 1.

36. Из всего изложенного о кинетике аустенитизации сле­дует, что время выдержки при нагреве определяется тем, насколько полно должны пройти самые медленные процес­сы — растворение карбидов и гомогенизация аустенита. При нагреве доэвтектоидной стали с укороченными вы­держками можно при температурах выше точки Л₃ полу­чить аустенито-карбидную структуру.

37. при собирательной рекристаллизации, но может наблюдать­ся и неравномерный рост, когда небольшое число крупных зерен аустенита растет за счет множества мелких, пока они не исчезнут. Этот процесс по существу является вторичной рекристаллизацией (см. § 10). Мелкие зерна аустенита стабилизированы против роста дисперсными частицами, в частности нитрида алюминия.

38. Хотя при охлаждении аустенит превращается в другие фазы, размер его зерна является важной характеристикой стали. Это объясняется тем, что все структурные составля­ющие при медленном и при быстром охлаждении стали формируются в пределах каждого аустенитного зерна. Чем мельче аустенитные зерна, тем мельче сетка избыточного ■ феррита по их границам, меньше размер перлитных коло- | ний (см. § 24) и меньше размер мартенситных кристаллов ! (см. § 35). Поэтому мелкому зерну в аустенитной области соответствует мелкокристаллический излом, а крупному аустенитному зерну — крупнокристаллический излом стали при тех температурах, где аустенита уже нет. К разному размеру зерна аустенита особенно чувствительна ударная вязкость, которая падает с его укрупнением. Температур­ный порог хладноломкости повышается с увеличением раз­мера аустенитного зерна (см. § 53).

39. Размер зерна аустенита характеризуют условным номеров (бал­лом) стандартной шкалы микроструктур (ГОСТ 5639—65). Каждому номеру зерна N соответствует определенное среднее число зерен т на площади 1 мм^I шлифа и условный пространственный размер этих зе­рен D. I

40. В основу построения стандартной шкалы микроструктур положена формула

41. Стандартная шкала имеет 18 номеров зерна: •—3, —2, —1,0, 1, 2,..., 14. Чем выше номер зерна, тем меньше его размер. Номеру зерна —3 со­ответствует структура с т— 1 мм^-2 и D— 1 мм, номеру 6—-структура с w=512 мм~² и D~ 40 мкм, номеру 14 — структура с т= 131072 мм~² н £>—20 мкм. Из формулы (31) следует, что при возрастании номера зерна N на единицу удваивается величина т. Для быстрой оценки но­мера зерна применяют метод сравнения исследуемой структуры с эта­лонными структурами стандартной шкалы (при одинаковом увеличе­нии) .

42. Повышение концентрации углерода в гамма-растворё I способствует росту зерна, что можно объяснить понижени- j ем солидуса сплава и соответствующим ростом гомологиче- ! ской температуры при постоянной температуре отжига. Повышение содержания углерода сверх предельной кон- j

43. центрации в аустените (линия ES диаграммы состояния Fe—FeeC) затрудняет рост аустенитного зерна, что объяс­няется тормозящим действием частиц цементита.

44. Почти все легирующие элементы тормозят рост аусте- нитного зерна. Исключение составляет марганец, который усиливает рост зерна аустенита. Сильно тормозят рост аустенитного зерна V, Ti, Al, Zr, W, Мо и Сг и слабо дей­ствуют Ni и Si.

45. Основной причиной этого действия легирующих элемен­тов считается образование труднорастворимых в аустените карбидов, нитрлдов и других фаз, которые являются барь­ерами для растущего зерна. Такие активные карбидообра- зователи, как Ti, Zr и V, сильнее тормозят рост зерна, чем Сг, W и Мо, так как карбиды первых более устойчивы и труднее растворяются в аустените.

46. Разные плавки стали одной марки могут сильно разли­чаться по склонности к росту аустенитного зерна, так как они содержат разные количества дисперсных труднораство­римых частиц карбидов, нитридов и других фаз — барьеров для роста аустенитного зерна. Дисперсность и распределе­ние этих частиц зависят не только от условий выплавки стали и горячей обработки давлением, но и от предвари­тельной термообработки (отжига). Следовательно, склон­ность стали к росту зерна при нагреве зависит, помимо ее состава по основным компонентам, от металлургического качества, технологии производства, т. е. от ее истории, кото­рая предшествует термообработке. В связи с этим разли­чают наследственно крупнозернистые и наследственно мел­козернистые стали.

47. В наследственно крупнозернистой стали зерно интенсив­но растет при относительно небольших превышениях тем­пературы над точкой Ас₃. В наследственно мелкозернистой стали мелкое аустенитное зерно получается в широком диа­пазоне температур: от точки Ас_ъ до 950—1100°С. Переход через этот температурный порог приводит к перегреву на­следственно мелкозернистой стали. Под перегревом здесь подразумевается интенсивное укрупнение зерна и связан­ное с этим падение ударной вязкости^I. При столь высоких температурах зерно в наследственно мелкозернистой стали может оказаться даже более крупным, чем в наследственно крупнозернистой стали.

48. Алюминий особенно сильно влияет на рост зерна аусте-

49. нита при нагреве стали. Наследственно мелкозернистую сталь получают введением в ковш перед разливкой при­мерно 0,05 % А1. Мельчайшие частички нитридов и окси­дов алюминия тормозят рост зерен аустенита. Интенсивный рост зерна в наследственно мелкозернистой стали выше 950—1100°С объясняется растворением и, возможно, коа- ¹ гуляцией барьерных частиц. При этом из-за неодновремен­ного в разных местах ослабления барьерного эффекта мо­жет возникнуть характерная для перегрева наследственно мелкозернистых сталей разнозернистость.

50. Для определения склонности стали к росту зерна поль­зуются стандартной технологической пробой, которая со­стоит в следующем. Доэвтектоидную сталь цементуют при 930 °С в течение 8 ч с последующим медленным охлажде­нием. Размер зерна определяют по карбидной сетке, окай­мляющей границы аустенитных зерен. Заэвтектоидную сталь нагревают до 930 °С и после выдержки в течение 3 ч медленно охлаждают. Размер зерна определяют по сетке вторичных карбидов, выделяющихся по границам аустенит­ных кристаллов. Другой метод состоит в окислительном кагреве шлифа в течение 3 ч при 930 °С. Границы зерен аустенита выявляются сеткой оксидов.

51. При пробе на наследственное зерно температура нагре­ва 930 °С выбрана по следующим соображениям. Для боль­шинства сталей температура нагрева при различных видах термообработки не превышает 930 °С. Вместе с тем наслед­ственно мелкозернистая сталь при 930 °С еще сопротивля­ется интенсивному росту зерна, а в наследственно крупно­зернистой стали при этой температуре вырастает крупное зерно.

52. Стали с зерном аустенита № 6—14, т. е. с размером зерна менее примерно 40 мкм, считают мелкозернистыми, а с зерном от № 5 и ниже— крупнозернистыми.

53. Таким образом, различают наследственное зерно и дей­ствительное зерно аустенита. Наследственное зерно полу­чается в стандартных условиях технологической пробы и характеризует склонность стали к росту зерна. Действи­тельное зерно — это то зерно, которое получается в резуль­тате той или иной операции термообработки. Оно может быть больше или меньше наследственного зерна в зависи­мости от того, выше или ниже 930 °С температура нагрева стали при термообработке.

54. § 23. Структурная наследственность и перекристаллизация аустенита

55. При охлаждении всех углеродистых и большинства легиро­ванных сталей аустенит претерпевает перлитное, мартен- ситное или бейнитпое превращение (о двух последних см. в гл. IX). При повторном нагреве, когда вновь образуется аустенит, в определенных условиях размер, форма и крис­таллографическая ориентировка его зерен могут быть таки­ми же, как и у исходного зерна аустенита перед первым перлитным, мартенситным или бейнитным превращением. Такое наследование размера, формы и ориентировки аусте­нитного зерна называют структурной наследственностью. Это явление наиболее подробно изучено в работах В. Д. Са­довского, результаты исследований которого положены в основу приведенного описания.

56. Проявление структурной наследственности зависит от исходной (перед повторным нагревом) структуры стали и ее состава, от скорости этого нагрева и температуры аусте- нитизации. Наиболее ярко структурная наследственность проявляется, если перед повторным нагревом сталь имела мартенситную или бейнитную структуру. У стали с феррп- то-перлитной структурой исходное аустенитное зерно обычно не наследуется. Если ранее такая сталь была пере- _г грета и имела крупное зерно аустенита, то при повторном ' нагреве до температур Лс₃+ (30-^50) К аустенит, зарож­даясь во многих местах, получается мелкозернистым. Круп­ное аустенитное зерно наследуется здесь только при исход­ной видманштеттовой структуре.

57. , ' Для мартенситной, бейнитной, а также видманштетто- ■ вой структур общей чертой является кристаллографическая упорядоченность: в пределах объема зерна исчезнувшего аустенита пластины сс-фазы имеют определенную кристал­лографическую ориентировку. При нагреве стали зародыши у-фазы в свою очередь закономерно ориентированы относи­тельно пластин a-фазы, в результате чего в объеме исход­ного аустенитного зерна при небольших перегревах выше точки Аз формируется точное такое же аустенитное зерно, называемое восстановленным.

58. Таким образом,.'для восстановления аустенитного зерна при Повторном нагреве стали необходимо, во-первых, про- ; явление наследственности при охлаждении (образование кристаллографически упорядоченного комплекса а-кристал- лов в пределах каждого исходного аустенитного зерна) и, во-вторых, проявление наследственности при последующем

59. нагреве стали (переход указанного комплекса а-кристал- | лов в одно восстановленное аустенитное зерно). '

60. Когда аустенит при охлаждении стали претерпевает перлитное превращение и не возникает видманштеттовой структуры, образующиеся зерна избыточного феррита и колонии перлита не имеют строго закономерной кристалло­графической ориентировки по отношению к решетке исход­ного аустенитного зерна. В этом случае колонии перлита и зерна избыточного феррита не образуют единого кристал­лографически упорядоченного комплекса в пределах объе­ма исходного аустенитного зерна, внутри которого при :юследующем нагреве стали возникает много разориентиро- ванных один относительно другого зародышей аустенита, и , его зерно получается более мелким, чем исходное.

61. Если при нагреве стали выше точки А_ъ вначале наследо­валось крупное зерно аустенита, то при последующем по­вышении температуры, а иногда и при увеличении выдерж­ки восстановленное зерно аустенита вместо того, чтобы укрупняться, измельчается. Такое измельчение зерна в тем­пературной области, где нет никаких фазовых превраще­ний, происходит в результате зарождения новых зерен аустенита в большом числе мест в пределах объема каж­дого восстановленного зерна. Этот процесс структурной- перекристаллизации и по внешним признакам, и по физиче­ской сущности является рекристаллизационным. Только в отличие от обычной первичной рекристаллизации, когда необходимая для формирования ее зародышей повышенная плотность дислокаций создается деформацией металла внешними силами, в рассматриваемом случае повышенная плотность дислокаций возникает при внутреннем фазовом наклепе.

62. Фазовый наклеп — это повышение плотности дислока-\ цнн в новой фазе в ходе фазового превращения. Он может возникать при любом фазовом превращении из-за разности удельных объемов старой и новой фаз, а также при' мар- тенситном превращении, когда аккомодационная деформа­ция обязательно сопровождает образование каждого кри-' сталла (см. § 34). Повышенная плотность дефектов в новой/ фазе может также возникнуть из-за «передачи» дислока-! пий от исходной фазы к новой. —"

63. Если в наследуемом крупном зерне аустенита имеется достаточно высокая плотность дислокаций, то это и обус­ловливает развитие первичной рекристаллизации, центры которой зарождаются одним из известных способов (см.

64. § 7): А) «набором» растущим субзерном высокоугловон

65. разориентировки; б) выбрасыванием границей аустенитно­го зерна «языков». После окончания первичной рекристал­лизации аустенита с увеличением времени выдержки или при повышении температуры идет обычный рост новых зе­рен.

66. Таким образом, имеются два этапа формирования мел­козернистой структуры в случае проявления структурной наследственности в стали. Первый этап —- образование вос­становленного зерна у-фазы с повышенной плотностью дислокаций из кристаллографически упорядоченного комп­лекса кристаллов a-фазы в пределах объема исходного аустенитного зерна. Второй этап — зарождение и рост более совершенных кристаллов у-фазы, т. е. рекристалли­зация, приводящая к устранению структурной наследствен­ности.

67. Окончание фазового превращения и первичная рекрис­таллизация аустенита могут быть разделены температур­ным интервалом в десятки и даже сотни градусов. Напри­мер, если отливки из углеродистой стали 35JI -имеют крупнозернистую видманштеттову структуру, то при обыч­ном нагреве до 850 °С восстанавливается исходное аусте­нитное зерно, а при нагреве до 900—960 °С, т. е. на 100— 150 К выше Лс₃, измельчается зерно и ликвидируется на­следственность исходной литой структуры. Чем больше видманштеттовых пластин феррита в стали, тем выше тем­пература структурной перекристаллизации.

68. Для устранения структурной наследственности нагрев легированной стали обычно должен быть значительно выше точки Ас-i, чем нагрев углеродистой. Например, для исправ­ления крупного зерна отливок из стали 20X13J1 их нагрева­ют до 1100—1150°С, т. е. выше Ас₃ примерно на 300 К.

69. Исходное аустенитное зерно наследуется при неболь­ших скоростях нагрева (градусы в минуту), характерных для обычного печного нагрева. С ускорением нагрева эффект наследования исходного зерна ослабевает. Если же закаленную и неотпущенную сталь нагревать очень быстро (сотни градусов в секунду), то снова проявится сильная структурная наследственность. Такое сложное влияние ско­рости нагрева пока трудно объяснить, так как нет надеж­ных данных о механизме превращения шри разных степенях перегрева.

70. В 1868 г. Д. К. Чернов установил, что для исправления крупнозернистости стали, определяемой по излому, необхо­дим нагрев выше точки Ь. Обычно точку b Чернова отожде­ствляют с критической точкой Ас_ъ. Однако из работ

71. >

72. В. Д- Садовского следует, что точка Ь, всегда соответству­ющая температуре структурной перекристаллизации, исправлению крупнозернистости, в зависимости от состава п исходной структуры стали может совпадать с Лс₃, а мо­жет находиться значительно, иногда на 200-—300 К, выше Ас_ъ. В последнем случае точка b соответствует температуре начала первичной рекристаллизации аустенита, а сама ре­кристаллизация является следствием фазового наклепа, возникающего при превращении.

73. § 24. Диффузионные превращения аустенита при охлаждении

1. Перлитное превращение

5. Основное превращение, протекающее во время охлаждения при отжиге стали, — это эвтектоидный распад аустенита на смесь феррита с карбидом. Кинетика звтектоидного пре­вращения изображается С-образными кривыми на диаграм­ме изотермического превращения аустенита (рис. 80).

6. С-диаграмму строят следующим образом. Тонкие образ­цы стали нагревают до полной аустенитизации и затем быстро переносят в термостат (соляную ванну) с темпера­турой ниже критической точки. Начало и конец распада аустенита при данной температуре можно определить не­сколькими методами. Микроструктурный анализ — самый г Ъ простой, вместе с тем надежный, но и весьма трудоемкий ^ метод. Образцы после различного времени выдержки в тер-: мостате закаливают в воде. Изотермически нераспавшийся аустенит превращается в мартенсит, который хорошо отли-, чается под микроскопом от продуктов распада аустенита.)

7. При эвтектоидном превращении аустенита увеличивает^ ся удельный объем, падает электросопротивление и сталь переходит из парамагнитного в ферромагнитное состояние.

8. На исследовании изменений этих физических свойств осно­ваны дилатометрический, электрический и магнитный методы определения времени начала и конца превращения. •^г Магнитометрический метод позволяет количественно опре­делять степень превращения аустенита в любой момент изотермической выдержки, так как интенсивность намагни­чивания образца пропорциональна количеству ферромаг­нитной альфа-фазы (аустенит парамагнитен).

9. При температуре 727 °С аустенит находится в термоди-U намически устойчивом равновесии со смесью феррита и це-„’

10. ментита. Чтобы начался распад аустенита, необходимо его переохладить ниже 727 °С.

11. Устойчивость переохлажденного аустенита характеризу­ется инкубационным периодом, т. е. отрезком времени (от оси ординат до левой С-кривой, рис. 80), в течение которого обычные методы не фиксируют появление продуктов рас­пада.

12. В эвтектоидной стали при температурах около 550 °С переохлажденный аустенит наименее устойчив. Как раз

5. 

   10 10‘ 10" ю* 10 lg Bpenemifc',

   Рис. 80. Диаграмма изотермиче­ского распада аустенита в эвтекто­идной стали:

   Рис. 81. Схема зарождения и роста двух перлитных колоний (Мэйл и Хэ- гель)

5. А — устойчивый аустенит; А _п— пе­реохлажденный аустенит; Ф—фер­рит; К — карбид

6. ! I при этих же температурах обнаружены максимушл^стрй- : сти зарождения и скорости роста эвтектоида (см. рис.оО). ^ В инкубационный период в переохлажденном аустените g протекают подготовительные процессы перераспределения углерода.

7. Перлит растет из отдельных центров в виде колоний j (рис. 81, 82). Зародышем перлитной колонии может быть или цементит (рис. 81, а), или феррит, зарождение которых облегчено на границе аустенитных зерен. При утолщении цементитной пластины вблизи нее аустенит обедняется V углеродом и создаются условия для зарождения путем по­лиморфного -у-ия-превращения ферритных пластин, примы­кающих к цементитной (рис. 81,6). При утолщении же ферритной пластины, практически не содержащей углеро- I да, он оттесняется в аустенит, в результате чега создаются благоприятные условия для появления новых цементитных пластин, и т. д. (рис. 81, г, д). Такое многократное попере-

5. «енное зарождение пластин феррита и цементита — не единственная возможность бокового роста эвтектоидных колоний. Другой экспериментально установленный мех; ннзм бокового роста — ветвление пластин обеих фаз, кот»

6. 5. 

   6. Рис. 82. Строение перлита около границы колонии (Вилел- ла)

7. р ое может приводить к формированию как плоскопарал- лельных, так и веерных структур (рис. 83).

8. Если колония перлита зарождается из ферритного цент­ра на границе двух аустенитных зерен у\/у₂ и растет в зер­не vi, то решетка феррита этой колонии сопрягается с ре­шеткой «чужого» зерна у₂, являющегося подкладкой для зародыша колонии. Поскольку зерна 71 и у₂ взаимно ори­ентированы произвольным образом, то в «своем» зерне феррит отделен от аустенита границей с высокой энергией н большой подвижностью. Ситуация аналогична и в случае зарождения колонии перлита из цементитного центра.

9. Внутри перлитной колонии пластины феррита и цемен­тита сопрягаются гранями (101)_ц и {112}ф или (001)_ц и {125}ф. Соответствующие кристаллографические плоскости в решетках феррита и цементита имеют очень близкое строение.

10. Кроме бокового, идет торцовый рост пластин феррита и цементита (см. рис. 81, бив). Перед торцами пластин фер­рита и цементита концентрация углерода в аустените соот­ветственно повышена и понижена, т. е. существуют гради­енты концентрации перпендикулярно и параллельно фронту превращения (при росте одной фазы градиент

11. 5. 

13. ций только перпендикулярен фронту превращения). Рост перлитной’колонии контролируется диффузионным перерас­пределением углерода параллельно фронту превращения в объеме аустенита и прямо по границе перлитной колонии. Кооперативный рост двухфазной колонии путем диффузи­онного перераспределения компонентов — наиболее ха­рактерная особенность пер­литного превращения.

14. С

    

    Рнс. 83. Ветвление цементита в пер­литных колониях эвтектоидной стали. Растровая электронная микроскопия после вытравливания феррита на шли­фе. X54D (Ю. Н. Таран)
    корость роста колонии и межпластиночное рассто­яние (суммарная толщина пластин феррита и цементи­та или, что то же самое, расстояние между середи­нами ближайших одноимен­ных пластин) постоянны при данной степени переохлаж­дения аустенита. Зинер пред­положил, что толщина пла­стин зависит от следующих факторов: 1) чем тоньше

15. пластины обеих фаз, тем меньше пути диффузии уг­лерода на фронте превра­щения и тем быстрее совер­шается его перераспределе­ние, необходимое для коопе­ративного роста колонии; 2) с утонением пластин возрас­тает суммарная поверхность их раздела и, следовательно, уменьшается разность AG₀б—AG_aoв, являющаяся результи­рующей движущей силой превращения. При данной степе­ни переохлаждения, т. е. при определенной величине раз­ности энергий Гиббса аустенита и перлита (AG₀e), устанав­ливается такое межпластичное расстояние, при котором скорость роста, управляемая указанными факторами, мак­симальна.

16. С увеличением степени переохлаждения АТ возрастает AGоб, что позволяет развиться большей поверхности Ф/Ц— межпластиночное расстояние в перлите уменьшается.

17. Межпластиночное расстояние в перлите — важнейшая структурная характеристика. С его уменьшением прочност­ные свойства стали возрастают.

18. В звтектоидной стали при распаде аустенита в области температур от А\ до ~650°С межпластиночное расстояние

19. в колониях равно 0,5—1 мкм, двухфазное строение коло­ний хорошо видно при средних увеличениях микроскопа. Такой эвтектоид называют перлитом. При распаде аустени­та в интервале температур примерно 650—600 °С межпла­стиночное расстояние равно 0,4—0,2 мкм, двухфазное строение колоний выявляется лишь при больших увеличе­ниях светового микроскопа (предельное разрешаемое рас­стояние светового микроскопа ~0,2 мкм). Такой эвтекто­ид называют сорбитом. Распад аустенита в интервале температур 600—500 °С дает очень тонкую эвтектоидную смесь с межпластиночньш расстоянием около 0,1 мкм. Двухфазное строение такого эвтектоида, называемого тро- оститом, выявляется только под электронным микроско­пом.

20. При непрерывном охлаждении указанные структуры образуются в углеродистой эвтектоидной стали в следую­щих условиях: перлит — при охлаждении стали из аусте­нитного состояния вместе с печью со скоростью несколько градусов в минуту, сорбит — при охлаждении на воздухе со скоростью несколько десятков градусов в минуту, троос- тит — при охлаждении в масле со скоростью несколько десятков градусов в секунду.

21. В стали с 0,8 % С твердость перлита, сорбита и троос- тита равна приближенно IIВ 170—230, 230—330 и 330— 400 соответственно.

22. Весьма условное подразделение перлитных структур на собственно перлит, сорбит и троостит хотя и устарело, но продолжает использоваться, особенно в практике термиче­ской обработки стали.

23. Перлитное превращение в эвтектоидной стали протекает при диффузионном распаде аустенита в интервале от Л] до температур вблизи изгиба («носа») С-кривой (см. рис. 80). Ниже изгиба С-кривой в интервале примерно 500—250 °С происходит превращение др^ого типа — бейнитное, кото­рое является промежуточным между перлитным и мартен- ситным и поэтому будет обсуждено после рассмотрения мартенснтного превращения (см. § 39).

24. Наряду с межпластиночным расстоянием внутри коло­ний перлита важной структурной характеристикой являет­ся размер колоний. Эти колонии при разрушении стали ведут себя как самостоятельные зерна. Размер фасеток в изломе в среднем равен размеру перлитных колоний. С уменьшением размера перлитных колоний, называемых также эвтектоидными зернами, ударная вязкость стали растет.

25. 5. 

26. Перлитные колонии зарождаются на границах аусте- нитных зерен. Поэтому с уменьшением размера зерна аустенита сокращается и размер перлитных колоний (при данной степени переохлаждения аустенита). С ростом сте­пени переохлаждения перлитные колонии становятся не­сколько мельче. Ни размер аустенитного зерна, ни размер перлитных колоний не влияют на межпластиночное рассто­яние, которое зависит только от температуры превращения.

2. Превращения аустенита в доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях

5. Выше рассматривалось превращение аустенита в стали эвтектоидного состава. В до- и заэвтектоидных сталях пер­литному превращению должно предшествовать выделение

6. и

   Время

   Рис. 84. Диаграмма распада аустенита стали (схема):

   А — устойчивый аустенит;

   изотермического

   доэвтектоидной

   I

   1

   збыточных фаз—феррита и вт^нного цементита (см. p^^v74). На диаграммах изотермических превраще­ний аустенита в до- и заэв­тектоидных сталях должны быть нанесены линии нача­ла образования избыточной фазы (рис. 84).

7. В

   - пере­

   аустенит; Ф — феррит;

   охлажденный К — карбид

   случае непрерывного охлаждения избыточный феррит начинает образовы­ваться при переохлаждении аустенита ниже точки А₃ и продолжает зарождаться и расти до температур ниже точки А\. При росте ферри­та углерод накапливается в аустените перед фронтом пре­вращения, так как феррит почти не содержит углерода. При температурах ниже А_х в,этих обогащенных углеродом участках аустенита зарождается перлитная колония. Для этого состав аустенита не обязательно должен достигать концентрации 0,8 % С. В перлите (сорбите, троостите), об­разовавшемся из аустенита с содержанием менее 0,8 % С, увеличена доля ферритных промежутков. Такой эвтектоид с повышенным против равновесной концентрации эвтекто­идной точки содержанием железа был назван А. А. Бочва- ром квазиэвтектоидом. В заэвтектоидных сталях обогащен углеродом по сравнению с составом точки S.

8. Скорость кооперативного роста двухфазной колонии, свя­занного с диффузией на короткие расстояния параллель­

9. но фронту превращения (в отличие от диффузии на боль­шие расстояния перпендикулярно фронту превращения при росте избыточного феррита), сравнительно высока, и пер­литное превращение быстро охватывает весь объем аусте- кнта. Поэтому после начала перлитного превращения образование доэвтектоидного феррита почти прекращается.

10. Относительное количество структурно-свободной избы­точной фазы зависит от степени переохлаждения аустенита. С увеличением скорости охлаждения уменьшается количе­ство успевающего обособленно вырасти избыточного фер­рита или вторичного цементита. При достаточно большом переохлаждении образование избыточной фазы в виде са­мостоятельной структурной составляющей полностью пре­дотвращается и сталь неэвтектоидного состава приобретает чисто квазиэвтектоидную структуру.

11. Структурное вырождение перлита

12. В доэвтектоидной стали с малым количеством аустенита эвтектоидного состава, например при содержании в стали до 0,1 % С, при медленном охлаждении феррит, образующийся при эвтектоидном превращении, нарастает на зернах избыточного феррита, а эвтектоидный цементит остается в виде структурно-свободных прожилок по грани­цам этих зерен. Здесь полная аналогия с вырождением эвтектики (а+р) в (3-прожилки по границам первичных a-кристаллов, на которых наросла a-фаза эвтектического происхождения (это происходит в том случае, когда в спла­ве мало эвтектической жидкости и она кристаллизуется в узком пространстве между первичными кристаллами.

13. Вырождение перлита в протяженные прослойки струк­турно-свободного цементита (их иногда путают с третич­ным цементитом, образующимся из феррита) снижает спо­собность листовой стали к глубокой вытяжке, так как по этим прослойкам происходят разрывы. При рекристаллиза­ционном отжиге холоднокатаного автолиста из стали 08кп нельзя превышать температуру точки Аь чтобы не появил­ся аустенит, который при медленном охлаждении даст структурно-свободный цементит в нежелательной форме.

14. В заэвтектои дной стали эвтектоид также мо­жет структурно вырождаться. Цементит, образующийся в результате эвтектоидного распада, при очень малых пере­охлаждениях ниже A_t (выше ~700°С) наслаивается на вторичный цементит, оставляя рядом участки структурно­

15. свободного феррита (рис. 85). Такое эвтектоидное превра­щение, идущее с разделением фаз в пространстве, называ­ют абнормальным в отличие от нормального эвтектоидного превращения, при котором происходит кооперативный рост феррита и цементита в виде колоний с регулярным чередо­ванием двух фаз. При абнормальном превращении эвтекто-

16. и

    

    Рис. 85. ЗаэвтектоиАная сталь с аб- нормалыгой структурой. ХЗОО (Ю. Н. Таран)
    д вырождается в грубый конгломерат феррита и це­ментита, не имеющий харак­терного эвтектоидного строе­ния.

17. Во время абнормального эвтектоидного превращения, когда вторичный цементит окружается оболочкой из феррита, поступление угле­рода от распадающегося аустенита к цементиту, не­обходимое для его роста, происходит через эту обо­лочку. При температуре Т₂ на рис. 76 концентрация уг­лерода в феррите на грани­це с аустенитом изобража­ется точкой f, а около гра­ницы с цементитом — точкой g. Градиент концентраций в ферритной оболочке весьма небольшой, но подвижность уг­лерода в о. ц. к. решетке феррита высокая и диффузионный поток углерода через феррит способен питать цементит, растущий при абнормальном эвтектоидном превращении.

18. В процессе эвтектоидного превращения механизм его может меняться от абнормального (рядом со вторичным цементитом) до нормального. При температурах ниже ~700 °С скорость нормального эвтектоидного превращения оказывается намного больше и абнормальное превращение подавляется. Поэтому при ускоренном охлаждении и соот­ветственно большом переохлаждении аустенита абнормаль­ное превращение может быть полностью подавлено.

19. Развитию абнормального превращения в заэвтектоид- ной стали способствует примесь кислорода, поэтому после цементации стали в смеси древесного угля с углекислым барием, содержащей много кислорода, в науглероженном слое часто образуется абнормальная структура. Она вред­на, так как при грубых участках феррита требуется боль­шее время или более высокая температура аустенитизации

20. при нагреве детали под закалку. В противном случае после закалки на месте малоуглеродистого аустенита обнаружи­ваются «мягкие пятна». Хром (десятые доли процента) и марганец (более 0,6 %) полностью подавляют абнормаль- ное перлитное превращение в заэвтектоидных сталях.

21. Форма и строение доэвтектоидного феррита

22. Избыточный феррит в доэвтектоидных сталях встречается в двух формах: в виде компактных более или менее равно­осных зерен и в виде ориентированных видманштеттовых

23. 5. 

    6. Рис. 86. Микроструктура доэвтектоидной стали. X100:

    7. а — видманштеттова структура литой стали; 6 — та же сталь после полного отжига

24. пластин (рис. 86). Компактные выделения доэвтектоидного феррита образуются преимущественно по границам зерен аустенита, а вндманштеттовы пластины — внутри аустенит- ных зерен, причем часто они берут начало от компактных выделений феррита.

25. Видманштеттов феррит наблюдается лишь в сталях, со­держащих менее 0,4 % С, и при условии, что аустенитное зерно достаточно крупное. Такое зерно бывает в литой ста­ли, а также в стали, нагретой до 1100—1200 °С (явление

26. перегрева). С уменьшением размера аустенитного зерна доля видманштеттова феррита уменьшается, а доля феррита в форме равноосных зерен возрастает. Наиболее четко вид- манштеттова структура проявляется при ускоренном охлаждении стали.

27. Видманштеттов феррит образуется в интервале от А₃ минус 50 °С до 600—550 °С. С увеличением содержания углерода в стали доля видманштеттова феррита в структу­ре уменьшается.

28. Образование видманштеттова феррита кристаллографи­чески упорядочено. Ориентация феррита подчиняется прин­ципу структурного соответствия: {110} ф I | {111} А. Эти пло­скости наиболее плотной упаковки соответственно в о. ц. к. и г. ц. к. решетках имеют очень близкое строение. Плос­кость габитуса каждой ферритной пластины близка к

29. {111} А-

30. Имеются две гипотезы о механизме образования вид­манштеттова феррита. Первая гипотеза связывает его обра­зование со сдвиговой -у—-a-перестройкой решетки, характе­ризующейся упорядоченными взаимосвязанными перемеще­ниями атомов (как при образовании мартенсита)^I. Медлен­ный рост кристаллов видманштеттова феррита по сравнению с ростом мартенсита предположительно объяснен тем, что в отличие от легко скользящей когерентной границы мартенсит — аустенит граница видманштеттов феррит — аустенит имеет такое строение, которое не может обеспечи­вать ее легкого скольжения (Р. И. Энтин). Мартенситопо­добный механизм образования видманштеттовой пластины объясняет, почему в ней в отличие от равноосных а-зерен повышена на 1—2 порядка плотность дислокаций и появля­ется характерный рельеф на полированной поверхности шлифа.

31. Предполагается, что равноосные зерна феррита растут путем нормальной диффузионной перестройки решетки с неупорядоченным переходом атомов через границу у/а. Предпочтительное зарождение компактных выделений феррита на границах аустенитных зерен объясняют повы­шенной диффузионной подвижностью железа в этих местах, необходимой для реализации нормального механизма -у—>-сс-превращения. Чем крупнее зерно аустенита, тем мень­ше роль его границ в зарождении феррита нормальным пу­тем и соответственно больше доля видманштеттова фер­рита.

32. Другая гипотеза исходит из механизма роста видман- штеттовой пластины феррита путем миграции ступенек на ее широкой грани. Такую миграцию прямо наблюдали в электронном микроскопе (высота ступенек была порядка 10*—Ю³ нм). Предполагается, что широкие плоские участ­ки поверхности пластины (фасетки) являются полностью когерентными или частично когерентными границами и фактически неподвижны (как когерентные границы двой-

33. ♦

    

    Рис. 88. Цепочка межфазных выделе­ний VC в феррите жаропрочной стали, содержащей 0,1 % С. 0,3 % Сг, 0,5 % Мо, 2,4 % V и 0,6 % Мп. Изотермиче­ское превращение при 700 °С, 15 мии. Электронная микрофотография, фоль­га (Данлоп и Хоникомб)

34. <Р

35. Рис. 87. Схема роста кристалла фер­рита путем миграции ступенек вдоль его поверхности

36. » I » > » » m

37. Рис. 89. Схема зарождения и роста межфазных выделений карбида (Хо­ки ком б)

38. ников), а ступеньки — высокоподвижными некогерентными границами, через которые может совершаться быстрый диффузионный переход атомов от аустенита к ферриту. Пробег одной ступеньки вдоль ферритной пластины (гори­зонтальные стрелки на рис. 87) означает утолщение этой пластины (вертикальная стрелка) на высоту ступеньки.

39. Во второй гипотезе учитывается, что рельеф на шлифе не обязательно вызывается сдвиговым превращением, а наблюдается у ряда сплавов и при нормальном превра­щении.

40. Схема роста кристаллов доэвтектоидного феррита путем Движения ступенек вдоль границы у/а представляет боль­

41. шой интерес, так как она позволяет понять важную осо­бенность структуры феррита в некоторых сталях, легиро­ванных сильными карбидообразователями (Nb, V, Ti, Мо, W и др.). В этих сталях в определенных условиях обра­ботки при формировании доэвтектоидного феррита из ау­стенита внутри a-кристаллов появляются плотно располо­женные цепочки очень дисперсных частиц карбида NbC, VC, М02С и т.п. (рис. 88). Эти частицы часто имеют раз­мер менее 10 нм, а расстояние между их цепочками колеб­лется от 5 до 50 нм. Такую плотную «начинку» доэвтекто­идного феррита чрезвычайно дисперсными карбидными ча­стицами можно увидеть только при достаточно больших разрешениях электронного микроскопа, а при меньших уве­личениях ферритные зерна выглядят монокристаллами. Формирование такой структуры объясняют выделением карбида на межфазной границе у/а, причем частицы кар­бида зарождаются на плоских неподвижных фасетках и успевают лишь немного подрасти за время быстрой миг­рации ступеньки вдоль границы фасетки. На самой ступень­ке из-за быстрого ее продвижения карбид не успевает вы­делиться (рис. 89). При пробеге каждой новой ступеньки образуется новая цепочка дисперсных частиц карбида. Рас­стояние между цепочками разное и равно высоте соответ­ствующих ступенек.

42. Цепочки частиц карбида, образовавшиеся в период фор­мирования доэвтектоидного феррита, получили название межфазных выделений. Эти выделения не только очень дисперсны и потому значительно упрочняют феррит, но и сильнее сопротивляются коагуляции при длительном на­греве по сравнению с частицами карбида, выделившимися из мартенсита при отпуске стали. Объясняется это тем, что в доэвтектоидном феррите плотность дислокаций и субгра­ниц, ускоряющих диффузию и соответственно коагуляцию, меньше, чем в отпущенной стали. Повышенная стойкость дисперсных частиц против коагуляции важна для жаро­прочных сталей.

43. Намеренное создание структуры с доэвтектоидным фер­ритом, пронизанным дисперсными межфазными выделени­ями карбидов, — это интересное направление упрочнения сталей. Для получения такой структуры сталь следует на­гревать до растворения специального карбида в аустените и ускоренно охлаждать, чтобы избежать обычного выделе­ния карбида прямо из аустенита до начала формирования доэвтектоидного феррита.

3. Влияние легирующих элементов на перлитное превращение

5. Легирующие элементы оказывают чрезвычайно важное для практики влияние на кинетику распада аустенита. За исключением кобальта, все широко используемые легиру­ющие элементы, растворенные в аустените (Сг, Ni, Мп, W, _;Мо, V и др.), замедляют перлитное превращение, сдвигая верхнюю часть С-кривой вправо.

6. Природа увеличения устойчивости переохлажденного аустенита под влиянием легирующих элементов довольно сложная. Если в углеродистых сталях перлитное превраще­ние связано с у->-а-перестройкой решетки и диффузионным перераспределением углерода, то в легированных сталях к этому могут добавиться образование специальных карби­дов и диффузионное перераспределение легирующих эле­ментов, по-разному растворенных в феррите и карбиде,

7. Растворенные в аустените легирующие элементы не: только сами имеют малый коэффициент диффузии, иногда J в десятки и сотни тысяч раз меньше, чем у углерода, но некоторые из них (Мо, W) замедляют диффузию углерода в урешетке. Кроме того, некоторые элементы (Сг, Ni) за­медляют у->-а-перестройку, являющуюся составной частью перлитного превращения.

8. Таким образом, легирующие элементы могут замедлять > перлитное превращение по следующим причинам: 1) из-за образования специальных карбидов и необходимости диф­фузионного перераспределения в аустените легирующих элементов, атомы которых несравненно менее подвижны, чем атомы углерода; 2) из-за замедления диффузии угле­рода; 3) из-за уменьшения скорости полиморфного у->-а- превращения. В зависимости от состава стали и степени пе­реохлаждения аустенита решающим может оказаться тот¹ иди иной из указанных факторов. Например, при добавке к эвтектоидной углеродистой стали 0,8 % Мо продолжитель­ность полного распада аустенита при температуре вблизи изгиба С-кривой возрастает на четыре порядка (!), причи­ной чего является необходимость диффузионного перерас­пределения компонентов в аустените в связи с образовани­ем карбида (Fe, Мо)₂зС₆.

9. Более сильный эффект оказывает легирование одновре-Х менно несколькими элементами. Замедление распада ау­стенита под действием легирующих элементов широко ис­пользуют для увеличения прокаливаемости стали (см. §40).

10. Здесь, в разделе об отжиге 2-го рода, важно отметить, что легирование приводит к большему переохлаждению

11. аустенита при неизменной скорости охлаждения (рис. 90)^I.

12. \ Так как с увеличением переохлаждения уменьшается меж- >, пластиночное расстояние, то при одинаковой скорости ох­лаждения легированная сталь после перлитного превраще­ния оказывается прочнее.

13. 5. 

    6. Рис. 90. Схематические диаграммы изотермического распада аустенита в углеродистой (а) и легированной (б) сталях. При одинаковой скорости охлаждения степень переохлаждения AT₂>ATi

14. § 25. Разновидности отжига сталей

15. Основной фактор, от которого зависит микроструктура стали после отжига 2-го рода, — это степень переохлажде­ния аустенита. Разновидности отжига 2-го рода различа­ются главным образом способами охлаждения и степенью

16. п

    

    —*■ В реп я

    Рис. 91. Основные разновидно­сти отжига 2-го рода доэвтек- тоидиой стали

    ереохлаждения аустенита, а также положением температур нагрева относительно критичес­ких точек.

17. Необходимая степень переох­лаждения аустенита достигается или при непрерывном охлажде­нии, или при изотермической об­работке. На рис. 91 на примере доэвтектоидной стали схематично изображены режимы охлаждв' ния, соответствующие основным.¹ разновидностям отжига 2-го ро­да: полный (1), изотермический (2), нормализационный отокиг (нормализация) (3) и патентиро-н, вание (4). j

18. К заэвтектоидным сталям применяют сфероидизирую- щий отжиг и нормализацию.

19. Для проведения полного отжига доэвтектоидную сталь на­гревают до температуры, которая на 20—40 К выше точки Лез (рис. 92).

20. Охлаждение при отжиге проводят с такой малой ско­ростью, чтобы аустенит распадался прн небольшой степе- ■"*т переохлаждения. Так как в легированных сталях аусте-

21. 5. 

    6. Рис. 92. Температура нагрева сталей для отжига 2-го рода:

    7. 1 — полный отжнг; 2 — неполный отжиг; 3— сфероиди- знруклций отжиг; 4 — нормализация

22. ■шт более склонен к переохлаждению (см. рис. 90), то их следует охлаждать при отжиге с меньшей скоростью, чем углеродистые. Если углеродистые стали можно охлаждать при отжиге со скоростью 200 К/ч, то легированные— со скоростью 100—30 К/ч.

23. Так как превращение аустенита при отжиге полностью завершается при температурах значительно выше изгиба --кривых, то отжигаемые изделия можно выдавать из печи на спокойный воздух при 500—600 °С, если не опасны тер­мические напряжения. Если же одной из целей отжига яв­ляется уменьшение напряжений в детали сложной конфи­гурации, то следует проводить охлаждение с печью почти -~о комнатной температуры.

24. Структура доэвтектоидной стали после отжига состоит избыточного феррита и перлита.

25. Основные цели полного отжига следующие: устранение пороков структуры, возникших при предыдущей обработке металла (литье, горячей деформации, сварке и термообра­ботке), смягчение стали перед обработкой резанием и уменьшение напряжений.

26. В доэвтектоидной стали отжигом устраняют два поро­ка структуры — крупнозернистость и видманштеттов фер­рит (см. рис. 86). Крупные зерна аустенита могут сформи­роваться при затвердевании отливок и сварных швов, из-за перегрева в околошовной зоне и в слитках, подвергнутых гомогенизации при 1100—1200°С. В этих же случаях может появиться грубая видманштеттова структура, сильно сни­жающая ударную вязкость стали.

27. При отжиге с нагревом до Лс₃+ (20-^40) К образуется мелкое аустенитное зерно, из которого при охлаждении фор­мируется равномерная мелкозернистая феррито-перлитная структура. Если в стали с видманштеттовым ферритом (а также с мартенситной или бейнитной структурой, обра­зовавшейся из-за подкалки при ускоренном охлаждении на воздухе отливок, сварных швов, горячего проката и поко­вок из легированных сталей) при нагреве наследуется ис­ходное крупное зерно аустенита, то для достижения струк­турной перекристаллизации следует проводить высокотем­пературный отжиг. Например, отливки из стали 20X13JI следует отжигать при 1100—1150°С, что примерно на 300 К выше точки Ас_ъ. При таком нагреве достигается точка b Чернова, соответствующая температуре первичной рекри­сталлизации аустенита.

28. Целям обычного полного отжига, измельчающего зерно, противоположна цель отжига, увеличивающего зерно. Отжиг на крупное зерно с нагревом до 950—1100°С при­меняют к мягким низкоуглеродистым сталям для улучше­ния обрабатываемости резанием. Такие стали дают вязкую, трудно отделяемую стружку, способную привариваться к режущему инструменту, что делает поверхность шерохова­той. Улучшению качества поверхности и большей ломкости стружки низкоуглеродистых сталей способствует структура с крупными колониями пластинчатого перлита, которую и получают при высокотемпературном отжиге, увеличиваю­щем зерно.

29. В заключение подчеркнем, что если структуру перегре­ва стали можно устранить отжигом (или нормализацией), то пережог, связанный с окислением по границам аусте- нитных зерен, — это неисправимый брак.

2. Неполный отжиг

5. Неполный отжиг доэвтектоидной стали проводят при на­греве до температур выше Ас_и но ниже Лс₃ (см. рис. 92).

6. Этот отжиг для доэвтектоидных сталей применяют огра­ниченно. При температуре неполного отжига избыточный феррит не исчезает. Следовательно, неполный отжиг не может устранить указанных выше пороков стали, которые связаны с нежелательными размерами и формой избыточ­ного феррита.

7. Неполный отжиг доэвтектоидной стали используют для смягчения ее перед обработкой резанием, так как в резуль­тате эвтектоидного превращения при неполном отжиге об­разуется мягкий перлит. Неполный смягчающий отжиг поз­воляет сэкономить время и снизить стоимость обработки.

2. Сфероидизирующий отжиг

5. Для заэвтектоидных сталей полный отжиг с нагревом вы­ше А_ст (линия ES) вообще не используют, так как при медленном охлаждении после такого нагрева образуется грубая сетка вторичного цементита, ухудшающая механи­ческие свойства. К заэвтектоидным углеродистым сталям широко применяют отжиг с нагревом до 740—780 °С и по­следующим медленным охлаждением. После такого нагре­ва в аустените остается большое число нерастворившихся включений цементита, которые служат центрами кристал­лизации во время распада аустенита при охлаждении.

6. В результате образуется структура зернистого перлита (сферодита), почему этот отжиг и называют сферо- идизирующим. Мелкие частицы цементита при температуре отжига в интервале А\—А_ст получаются в результате деления цементитных пластин. При делении пластины ра­створяются в наиболее тонких участках, а также в местах выхода на межфазную поверхность Ц/А субграниц в це­ментите или аустените.

7. В месте выхода субграницы в цементитной пластине на межфазную поверхность неуравновешенность сил поверх­ностного натяжения является стимулом для локального ра­створения цементита до такой конфигурации поверхности, чтобы эти силы уравновесились (рис. 93). Канавки раство­рения с выпуклыми в сторону аустенита стенками идут вдоль линий выхода субграниц на поверхность пластины.

8. Известно, что растворимость частицы зависит от ра­диуса кривизны ее поверхности, и эта зависимость описы­вается уравнением Томсона — Фрейндлиха:

9. \nC_rIC₀₀=2yV/kTr, (32)

10. где С_г—концентрация раствора около межфазной границы с радиусом г; Сю —концентрация раствора около плоской

11. границы; у — поверхностная (межфазная) энергия на гра­нице фаз; V — атомный объем.

12. Ч

    &им

    

    А

    I

    JL

    Рис. 93. Канавки растворения в местах выхсда субграницы в цементите (показана пункти­ром) на поверхность раздела цементит — аустенит

    

    ц

    ем меньше радиус кривизны границы, тем больше око­ло нее равновесная концентрация раствора. Следователь­но, около выпуклых стенок канавок растворения в цемен­тите (см. рис. 93) концентрация углерода в аустените бу­дет больше, чем около остальной плоской поверхности пластины. Выравнивание состава в аусте­ните снизит концентрацию угле­рода в нем около выпуклых сте­нок канавки, и так как аустенит здесь окажется ненасыщенным по отношению к цементиту, то цементит растворится и границы его спрямятся. Это в свою оче­редь вызовет нарушение равно­весия сил поверхностного натя­жения у выхода субграниц, по­следующее восстановление равновесия при углублении канавки и т. д. В результате пластина цементита будет раз­делена вследствие растворения по ее субгранице.

13. Деление цементитных пластин можно ускорить, приме­нив холодную пластическую или теплую деформацию при температурах ниже А\. При этом цементитные пластины не разрушаются, как полагали ранее, а пластически дефор­мируются. При нагреве после холодной и во время теплой деформации путем полигонизации образуются субграницы, способствующие делению цементитных пластин. Как по­казало электронно-микроскопическое просвечивание фольг, цементитные пластины делятся не только при их ускорен­ном растворении у выходов субграниц, но и в местах по­вышенной плотности дислокаций в цементите.

14. После деления пластин мелкие их частицы сфероидизи- руются. Около краев и вершин цементитных частиц с ма­лым радиусом кривизны концентрация углерода в аустени­те повышена в соответствии с уравнением (32). Выравни­вание состава внутри аустенита приводит к повышению его концентрации около участков границы с большим радиусом кривизны, где аустенит пересыщается и выделяет цементит. Параллельное снижение концентрации углерода в аустени­те около краев и вершин приводит к их растворению. В ре­зультате градиент концентраций в аустените восстанавли­вается и процесс растворения цементита в участках с меньшим радиусом кривизны границы и выделения его в

15. \частках с большим радиусом кривизны приводит к округ­лению частиц.

16. Таким образом, сфероидизация частиц цементита идет путем переноса углерода через окружающий твердый ра­створ.

17. Рассмотренные механизмы деления пластин и сферо- пдизации частиц одной фазы, находящейся в равновесии с твердым раствором, — общие для сплавов на разных ос­новах.

18. Для режима сфероидизирующего отжига заэвтектоид­ных сталей характерен узкий температурный «интервал отжигаемости». Нижняя его граница должна находиться зыше точки Ль а верхняя граница не должна быть слиш­ком высокой, так как иначе из-за растворения в аустените центров карбидного выделения при охлаждении образуется пластинчатый перлит. Так как точки Лет и А_х сходятся при эвтектоидной концентрации, то у сталей, близких к эвтек- тоидному составу, «интервал отжигаемости» особенно узок. Например, для сталей У9А и У10А границы этого интер­вала 740—750 °С, в то время как для сталей У11А, У12А и У13А они находятся в пределах 750-—780 °С.

19. Конечная структура зависит от скорости охлаждения и температуры сфероидизирующего отжига. Чем меньше скорость охлаждения, тем до больших размеров вырастают глобули карбида при распаде аустенита. Регулируя ско­рость охлаждения, можно получать структуры глобулярно­го перлита от точечного до крупнозернистого. Более мел­козернистый перлит обладает повышенной твердостью.

20. Влияние режима сфероидизирующего отжига на твер­дость показано на рис. 94. С повышением температуры от­жига до 800—820 °С твердость снижается из-за развития сфероидизации, а при дальнейшем увеличении температу­ры отжига твердость растет из-за появления все в большем количестве пластинчатого перлита.

21. Сфероидизирующему отжигу подвергают углеродистые п легированные инструментальные и шарикоподшипнико­вые стали. Сталь со структурой зернистого перлита обла­дает наименьшей твердостью, легче обрабатывается реза­нием, что особенно важно, например, для работы автома­тических линий в условиях массового подшипникового производства. Кроме того, зернистый перлит является оп­тимальной исходной структурой перед закалкой. При ис­ходной структуре зернистого перлита меньше склонность к росту аустенитного зерна, шире допустимый интервал за­калочных температур, меньше склонность к растрескива­

22. нию при закалке, выше прочность и вязкость закаленной стали (мелкие глобули равномерно распределены в мартен­сите закаленной заэвтектоидной стали).

23. П

    Температура от/пага°С

    Рис. 94. Зависимость твердости шари­коподшипниковой стали ШХ15 от тем­пературы отжига при трех скоростях охлаждения (Я. Р. Раузин), К/ч:

    /—100; 2—30; 3 — 5

    

    Рис. 95. Микроструктура заэвтектоид­ной стали У12 после маятникового от­жига (зеринстый цементит). ХЗОО

    Если при однократном отжиге не происходит полной сфероидизации цементита, то можно применить цикличе­ский или маятниковый отжиг, являющийся разновидностью сфероидизирующего. Например, углеродистую сталь не­сколько раз попеременно нагревают до 740 °С и охлажда­ют до 680 °С. Пластина цементита при каждом нагреве ча­стично растворяется в аустените. Растворение идет пре­имущественно с вершин и ребер пластин. При каждом охлаждении из аустенита выделяется цементит на нераст- ворившихся остатках цементитных пластин, причем выде­ление идет преимущественно вдали от вершин и ребер. По­переменно растворяясь и подрастая, цементитная пластина постепенно округляется (рис. 95).

    оэтому металлургические заводы поставляют ото­жженную инструментальную сталь со структурой зерни­стого перлита. Поковки шарикоподшипниковой стали так­же отжигают на зернистый перлит.

24. К сожалению, в заводских условиях очень трудно соз­дать контролируемые колебания темературы большой сад­ки с амплитудой 40 К в заданном температурном интер­вале.

2. Изотермический отжиг

5. Малая степень переохлаждения аустенита, необходимая при отжиге, может быть получена не только при непре­рывном охлаждении стали с печью. Другой путь — ступен­чатое охлаждение с изотермической выдержкой в интерва­ле перлитного превращения (см. рис. 91). Такая термооб­работка называется изотермическим отжигом. После нагрева до температуры выше Аз сталь ускоренно охлаж­дают до температуры изотермической выдержки, которая находится ниже точки Аь Затем проводят ускоренное ох­лаждение на воздухе; мелкие изделия простой конфигура­ции можно охладить в подогретой воде.

6. Время изотермической выдержки должно быть несколь­ко больше времени полного изотермического превращения аустенита, определяемого по С-диаграмме.

7. Чем ближе температура изотермической выдержки к точке А\, тем больше межпластиночное расстояние в пер­лите и мягче сталь, но больше и время превращения. Так как основное назначение изотермического отжига — смяг­чение стали, то практически выбирают такую температуру изотермической выдержки (на 30—100 К ниже температу­ры А_х), при которой получается достаточное смягчение стали за сравнительно небольшой промежуток времени.

8. Изотермический отжиг по сравнению с обычным отжи­гом имеет два преимущества. Прежде всего он может дать выигрыш во времени, если суммарное время ускоренного охлаждения, изотермической выдержки и последующего ускоренного охлаждения меньше времени медленного не­прерывного охлаждения изделия вместе с печью.

9. Особенно большой выигрыш времени можно получить при изотермическом отжиге легированных сталей с устой­чивым переохлажденным аустенитом.

10. Другое преимущество изотермического отжига — полу­чение более однородной структуры, так как при изотерми­ческой выдержке температура по сечению изделия вырав­нивается и превращение во всем объеме стали происходит при одинаковой степени переохлаждения.

11. При нормализации сталь нагревают до температур на 30— 50 К выше линии GSE и охлаждают на воздухе (см. рис. 92). Ускоренное по сравнению с отжигом охлаждение обу­словливает несколько большее переохлаждение аустенита (см. рис. 91). Поэтому при нормализации получается более тонкое строение эвтектоида (тонкий перлит или сорбит) и более мелкое эвтектоидное зерно. Кроме того, частично подавляется выделение избыточной фазы (феррита или вто­ричного цементита) и, следовательно, образуется квазиэв- тектоид. Таким образом, прочность стали после нормали­зации должна быть больше, чем прочность после отжига.

12. Нормализацию применяют чаще всего как промежуточ­ную операцию для устранения пороков строения и общего улучшения структуры перед закалкой, а также для смягче­ния стали перед обработкой резанием. Таким образом, на­значение нормализации как промежуточной обработки ана­логично назначению отжига. Так как нормализация выгод­нее отжига (меньше задалживается печное оборудование), то ее всегда следует предпочесть отжигу, если оба эти вида обработки дают одинаковые результаты. Но нормализация не всегда может заменить отжиг как операцию смягчения стали. Это объясняется следующим. Склонность аустенита к переохлаждению растет с увеличением содержания в нем углерода и легирующих элементов, поэтому разница в свойствах после отжига и после нормализации зависит от состава стали. Например, твердость сталей, содержащих 0,2; 0,45 и 0,8 % С, после отжига равна соответственно НВ 120, 160 и 180, а после нормализации НВ 130, 190 И 240.

13. Нормализацию широко применяют вместо смягчающе­го отжига к низкоуглеродистым сталям, в которых аусте­нит слабо переохлаждается. Но она не может заменить смягчающий отжиг высокоуглеродистых сталей, которые весьма ощутимо упрочняются при охлаждении на воздухе из-за значительного переохлаждения аустенита. Что же касается средне- и высоколегированных сталей, то в них при охлаждении на воздухе может образоваться мартен­сит, т.е. происходит воздушная закалка (см. § 40). Здесь следует уточнить понятие нормализации. Под нормализа­цией понимают такую термическую обработку стали, при которой охлаждение на воздухе приводит к распаду ау­стенита в температурном интервале перлитного превраще­ния. Поэтому если охлаждение легированной стали на воз­духе дает мартенсит, как в стали 18Х2Н4ВА, то такой про­цесс никакого отношения к нормализации не имеет.

14. Нормализацию широко применяют взамен отжига для устранения пороков стали, возникших при горячей дефор­мации и термической обработке: крупнозернистости, вид- манштеттовой структуры, строчечности. Во многих случаях нормализация дает лучшие результаты, чем отжиг. Напри­мер, строчечность в стали (рис. 96) легче устранить нор­мализацией, так как при боль­шем переохлаждении аустени- га феррит выделяется не толь­ко на вытянутых шлаковых и сульфидных включениях, но и во всем объеме аустенитного зерна.

15. Е

    

    Рис. 96. Строчечная структура до­эвтектоидной стали (на фойе фер­рита видиы вытянутые шлаковые включения). Х300
    сли исходная структура стали была кристаллографи­чески упорядоченной (напри­мер, видманштеттовой), то для обеспечения структурной перекристаллизации аустенита проводят высокотемператур­ную нормализацию с нагревом выше точки b Чернова (см.

16. § 23). Например, отливки из стали 35j1 следует нагревать под нормализацию до 950—

17. 970 °С, т. е. примерно на 150 °С выше Acz.

18. В заэвтектоидной стали нормализация устраняет гру­бую сетку вторичного цементи­та. При нагреве выше точки Л cm (линия ES) вторичный цементит растворяется, а при последующем ускоренном охлаждении на воздухе он не ус­певает образовать грубую сетку, понижающую свойства стали. Например, если после горячей прокатки в инстру­ментальных сталях У11—У13 имеется грубая цементитная сетка, то перед сфероидизирующим отжигом ее устраняют нормализацией с нагревом до 850 °С и последующим ох­лаждением, ускоренным с помощью вентиляторов.

19. Очень часто нормализация служит для общего измель­чения структуры перед закалкой. Если в стали перед за­калкой имеются грубые выделения избыточного феррита, то при нагреве под закалку аустенит не успевает как сле­дует гомогенизироваться. Участки аустенита, соответству­ющие местам залегания грубых включений феррита, будут

20. обеднены углеродом и после закалки не приобретут необ­ходимую твердость. После предварительной нормализации измельчаются выделения избыточного феррита, эвтектоид становится более дисперсным и тем самым облегчается быстрое образование гомогенного аустенита при нагреве под закалку.

21. Нормализацию используют и как окончательную обра­ботку средне- и высокоуглеродистых доэвтектоидных ста­лей, если требования к свойствам умеренные и необяза­тельна закалка с высоким отпуском.

22. Как окончательную термообработку нормализацию применяют и к низкоуглеродистым низколегированным сталям, например к высокопрочной строительной стали с карбонитридным упрочнением марки 16Г2ЛФ. Нормализа­ция этой стали обеспечивает сочетание высокой прочности и низкой температуры перехода из вязкого состояния в хрупкое.

23. В заключение отметим, что скорость охлаждения на воздухе зависит от массы изделия и отношения его поверх­ности к объему, вследствие чего эти факторы сказываются на получаемой структуре и свойствах нормализованной стали.

24. 6. Патентирование

25. Для получения высокопрочной канатной, пружинной и ро­яльной проволоки применяют изотермическую обработку, которая известна с 70-х годов XIX в. и получила название патентирования. Проволоку из углеродистых сталей, со­держащих от 0,45 до 0,85 % С, нагревают в проходной печи до температуры на 150—200 °С выше Ас_ъ, пропускают че­рез свинцовую или соляную ванну с температурой 450— 550 °С и наматывают на приводной барабан. Распад аусте­нита проходит около изгиба С-кривой вблизи нижней гра­ницы температурного интервала перлитного превращения (см. рис. 91). По выходе из ванны проволока имеет фер- рито-цементитную структуру с очень малым межпласти-' ночным расстоянием. Ее принято называть сорбитом патен­тирования и трооститом. Избыточный феррит или вторич­ный цементит не успевает образоваться, и вся структура является квазиэвтектоидной.

26. После патентирования проволоку подвергают много­кратному холодному волочению с большим суммарным об­жатием. Обычно получают проволоку с временным сопро­тивлением, равным 1500—2000 МПа. На стали У9А, полу­ченной вакуумно-дуговым переплавом для устранения вредного влияния неметаллических включений и примесей, после патентирования и холодной протяжки с суммарным обжатием 99 % был достигнут рекордный уровень времен­ного сопротивления 5000 МПа.

27. В получении высокопрочного состояния патентирование играет двоякую роль. Во-первых, благодаря ему проволока способна выдерживать большие обжатия при холодной про­тяжке без обрывов. Это обеспечивается структурой тонко- пластинчатого перлита и отсутствием зерен избыточного феррита, вызывающего обрывы при сильном натяжении. Во-вторых, после холодной пластической деформации фер- рито-цементитная смесь, в которой межпластиночное рас­стояние еще меньше, чем после патентирования, обеспечи­вает сочетание высокой прочности с вязкостью при скру­чивании и изгибе. Границы между пластинами феррита и цементита представляют непроницаемые барьеры для ди­слокаций, и временное сопротивление патентированной про­волоки подчиняется соотношению Холла — Петча (17), в котором d для данного случая — межпластиночное рас­стояние.

28. Высокая температура нагрева при патентированиИ (обычно 870—920 °С) необходима для гомогенизации ау­стенита. Скорость движения проволоки должна быть та­кой, чтобы время пребывания в ванне было несколько больше времени окончания перлитного превращения. В противном случае по выходе проволоки из ванны аусте­нит, не успевший претерпеть перлитный распад, превра­щается в нижний бейнит или мартенсит и пластические свойства проволоки резко снижаются.

29. Хотя патентирование и специфический процесс, но по главному классификационному признаку — типу фазовых превращений — он относится к отжигу 2-го рода, являясь одной из разновидностей изотермической обработки.

30. Глава VI отжиг чугунов

31. Основные компоненты чугуна — железо, углерод и крем­ний. Кроме того, обычные чугуны содержат марганец, фос­фор и другие элементы. Несмотря на сложность химиче­ского состава чугуна, важнейшие структурные изменения при его отжиге качественно можно проанализировать с ис­пользованием диаграммы состояния двойной системы Fe — С. В этой системе, как известно, аустенит и феррит могут находиться в стабильном равновесии с графитом (пунктирные линии на рис. 74) и в метастабильном равно­весии с цементитом (сплошные линии).

32. Графит по сравнению с цементитом труднее зарожда­ется и труднее растет в металлической матрице. Для за­рождения графита требуются гораздо большие флуктуации концентрации, так как графит — это практически 100% С (растворимость железа в нем ничтожна), а цементит со­держит только 6,67 % С. При росте графитного кристалла необходимо почти полное удаление атомов железа от фрон­та продвижения его границы в металлической матрице. Поэтому образование метастабильного цементита в опре­деленных условиях, например при ускоренном охлажде­нии, кинетически более выгодно, чем образование стабиль­ного графита. Однако метастабильное равновесие аустени­та или феррита с цементитом соответствует относительному минимуму энергии Гиббса, а стабильное равновесие с гра­фитом— абсолютному минимуму энергии Гиббса. Поэтому выдержка чугуна при повышенных температурах должна в конце концов привести к замене цементита графитом.

33. Кремний, никель, алюминий и другие элементы способ­ствуют графитизации, а марганец, хром, ванадий, магний, церий, сера и другие элементы затрудняют ее.

34. Фазовые превращения при термической обработке чу- гунов включают все те основные процессы, которые встре­чаются в сталях, и дополнительно осложнены процессами, связанными с поведением графитной фазы.

35. Выдающийся вклад в изучение фазовых превращений в чугунах, в частности графитизации, внесли работы школы К- П. Бунина. В данной главе анализ процессов отжига чугунов базируется главным образом на обобщениях и ре­зультатах работ этой школы.

36. Основные разновидности отжига 2-го рода чугунов — графитизирующий отжиг и нормализация.

37. § 26. Графитизирующий отжиг чугуна

38. Графитизирующий отжиг чугуна — это термическая обра­ботка, при которой главным процессом является образова­ние графита с одновременным частичным или полным ис­чезновением цементита.

39. Графитизирующему отжигу подвергают белые, серые и\ высокопрочные (модифицированные) чугуны.

40. Белый чугун тверд и очень хрупок из-за большого количе­ства эвтектического цементита в его структуре. Современ­ный способ получения ковкого чугуна графитизирующим отжигом белого был изобретен в начале XIX в. В настоящее время ковкий чугун — это широко применяемый машино-

5. Р

   т

   

   Рис. 97. График отжига белого чугу­на иа ковкий:

   I к II — первая и вторая стадии гра­фитизации

   ис. 98. Микроструктура ковкого чу гуна на ферритиой основе. Х120

5. строительный материал, сочетающий простоту и дешевизну получения отливкой фасонных деталей с высокими меха­ническими свойствами.

6. Для производства ковкого чугуна используют отливки из доэвтектического белого чугуна, содержащего 2,2— 3,1 % С, 0,7—1,5 % Si, 0,3—1,0 % Мп и до 0,08 % Сг. Со­держание в шихте кремния, облегчающего графитизацию, и марганца с хромом, затрудняющих ее, регулируют таким образом, чтобы подавить кристаллизацию графита из рас­плава и обеспечить возможно более быстрое прохождение графитизации при отжиге. Напомним, что при кристалли­зации серого чугуна графит растет из расплава в небла- гоприятной*форме разветвленных крабовидных розеток, се­чения которых на шлифе имеют вид изогнутых пластин. При отжиге белого чугуна (рис. 97) графит, называемый

7. углеродом отжига, образуется в значительно более ком­пактной, благоприятной для механических свойств форме (рис. 98). Хотя ковкий чугун и не куют, но относительное удлинение у него находится в пределах 2—20 % (в зави­симости от структуры), в то время как у белого чугуна от­носительное удлинение не превышает 0,2%, а у серого — не более 1,2 %.

8. Исходный фазовый состав белого чугуна такой же, как у стали: феррит и цементит, и поэтому механизм его аусте­нитизации аналогичен рассмотренному в § 22. При нагреве вначале происходит перлито-аустенитное превращение, за­тем растворение вторичного цементита и гомогенизация аустенита по С и Si.

9. Первая стадия графитизации

10. Во время выдержки около 10 ч 1^ри 900—1050 °С проходит первая стадия графитизации (см. рис. 97), по окончании которой весь цементит эвтектического происхождения и ос­татки вторичного цементита заменяются графитом и струк­тура из аустенито-цементитной превращается в аустенпто- графитную.

11. Предположение о разложении цементита с непосредст­венным выделением из него графита по реакции Fe₃C-v -^3Fe+C не согласуется со многими фактами. В частности, форма углерода отжига в ковком чугуне не соответствует форме исходных кристаллов цементита.

12. Доказано, что графитизация белого чугуна на первой стадии состоит в зарождении графита на границе А/Ц и вдали от цементитных кристаллов и росте графита при од­новременном растворении цементита в аустените путем пе­реноса атомов углерода через аустенит от границы А/Ц к границе А/Г.

13. Удельный объем графита в несколько раз больше, чем у аустенита, и поэтому его гомогенное зарождение в плот­ной металлической матрице маловероятно — слишком ве­лика упругая составляющая AGynp в формуле (26). Дисло­кации, субграницы и высокоугловые границы малоэффек­тивны в качестве мест гетерогенного зарождения графита из-за большой величины AGynp.

14. Как известно, серое олово, удельный объем которого на одну четверть больше, чем белого, зарождается предпоч­тительно на открытой поверхности образца белого олова. Естественно, что при графитизации, когда удельный объем новой фазы еще более резко отличается от удельного объ­

5. ема исходной фазы, зародыши графита также преимущест­венно возникают на свободной поверхности аустенита.

6. В

   

   Рис. 99. Участок диаграммы состояния системы Fe—С со сплошными линия­ми стабильного и пунктирными линия­ми метастабильного равновесия (схе­ма)
   объеме отливки местами гетерогенного зарождения графита служат несплошности, скопления вакансий, уса­дочные и газовые микропустоты, микротрещины, разрывы на границе аустенита с неметаллическими включениями из-за разности их термического расширения. Местами за­рождения графита могут быть диффузионные поры, возникающие при гомогени­зации аустенита. Например, при выравнивании состава аустенита после ухода ато­мов кремния из обогащен­ных им участков остается избыток вакансий, образую­щих поры. Этим предполо­жительно можно объяснить ускорение графитизации под действием кремния, ко­торое происходит, несмотря на то, что кремний замедля­ет диффузию углерода в аустените.

7. После образования цент­ров графитизации в аусте­ните существует градиент концентрации углерода, так как предельная раствори­мость цементита в нем выше, чем графита (на диаграм­ме состояния рис. 74 линия ES находится правее ли­нии E'S'). Например, если первая стадия графитиза­ции проходит при температуре t* (рис. 99), то состав аустенита на границе с цементитом изображается точкой

8. Ь, на границе с графитом — точкой а. Выравнивание кон­центрации углерода в аустените делает его ненасыщенным по отношению к цементиту (на границе А/Ц состав аусте­нита сдвигается влево от точки Ь) и пересыщенным по от­ношению к графиту (на границе Л/Г состав сдвигается вправо от точки а). В результате непрерывно, вплоть до исчезновения, растворяется цементит и растет графит.

9. Кроме переноса атомов углерода через твердый рас­твор, для графитизации необходим еще один процесс — эвакуация атомов железа от поверхности растущего гра­фита, чтобы освободить графиту «жизненное» пространст­

10. во. К. П. Бунин отметил, что именно этот диффузионный процесс, а не приток атомов углерода контролирует ско­рость роста графитных включений в аустените, так как диффузионная подвижность атомов железа намного мень­ше, чем у углерода.

11. Форма графита зависит от температуры отжига и со­става чугуна. Углерод отжига быстрее разрастается вдоль высокоугловых границ и субграниц, так как по ним быстрее отводятся атомы железа. Такое нежелательное разветвле­ние графита усиливается с ростом температуры, и после отжига при температурах выше 1050—1070 °С механичес­кие свойства чугуна оказываются очень низкими. Этим оп­ределяется верхняя температурная граница первой стадии графитизации.

12. Добавки и примеси оказывают сложное влияние на рост углерода отжига. Например, малые добавки магния ■( -—- 0,1 %) обеспечивают рост углерода отжига в компакт­ной форме.

13. При охлаждении чугуна после окончания первой стадии графитизации состав аустенита изменяется по линии E'S' и из него выделяется вторичный графит. Эту стадию гра­фитизации называют промежуточной. Вторичный графит наслаивается на включения углерода отжига и обычно са­мостоятельной структурной составляющей не дает.

14. Вторая стадия графитизации

15. Металлическая матрица ковкого чугуна формируется при эвтектоидном распаде аустенита.

16. Для получения чисто ферритной матрицы охлаждение в интервале температур эвтектоидного распада должно быть медленным (см. рис. 97). Здесь проходит вторая стадия графитизации — аустенит распадается по схеме А->-Ф+Г.

17. Последовательность структурных изменений на второй, стадии гра­фитизации удобно проследить по диаграмме изотермических превраще­ний аустенита в чугуне. На рис. 100 линия ОД — начало образования эвтектоидного феррита, BE — начало образования эвтектоидного це­ментита, РИ — окончание эвтектоидного превращения и БН — оконча­ние графитизации перлитного цементита.

18. Рассмотрим превращения в аустените, переохлажденном до темпе­ратуры t\. Вначале безынкубационно образуется графит на поверхности имеющихся включений углерода отжига. Начиная с момента, соответ­ствующего точке 1 (линия ОД), Наряду с графитом образуется и эвтек- тоидный феррит, т. е. идет эвтектоидный распад по схеме А-ир + Г. Он заканчивается в точке 2 полным исчезновением аустенита.

19. При эвтектоидном распаде графит наслаивается на уг_: лерод отжига, образовавшийся в первую и промежуточную

20. стадии графитизации, и феррито-графитный эвтектоид как самостоятельная структурная составляющая в виде дис­персной смеси чередующихся фаз не образуется.

21. Э

    

    1д бремени (с)

    Рис. 100. Диаграмма изотермиче­ских превращений аустенита в ков­ком чугуне, содержащем, %: 2,9 С; 0,88 Si; 0,36 Мп; 0,09 S (К. П. Бу­нин с сотр.)

    втектоидный распад А->-Ф+Г может идти нормальным и абнормальным путем. При нормальном распаде аустенит все время находится в контакте с образующимися из него ферритом и графитом. На гра­нице с графитом он имеет кон­центрацию точки g, а на гра­нице с ферритом — точки h (см. рис. 99). Выравнивание состава в аустените приводит к пересыщению его углеродом на границе А/Г, выделению здесь графита и уменьшению концентрации углерода на гра­нице А/Ф, вызывающему y-v -^«-перестройку — образова­ние феррита.

22. Абнормальное эвтектоидное превращение начинается в том случае, когда феррит полно­стью окружает графит и пре­рывается контакт аустенита с графитом. На границе с графи­том феррит имеет состав точки d, а на границе с аустени- том — состав точки f. Хотя градиент концентраций углерода и невелик, но диффузия элемента внедрения в

23. о. ц. к. решетке феррита идет весьма быстро. От границы Ф/А углерод переносится к границе Ф/Г, где феррит пере­сыщается углеродом и выделяет графит, восстанавливая концентрацию, изображаемую точкой d. У границы Ф/А понижение концентрации углерода в феррите (сдвиг соста­ва влево от точки f) делает его ненасыщенным по отноше­нию к аустениту и происходит у-^а-превращение с образо­ванием феррита состава точки f. Следовательно, при аб­нормальном эвтектоидном превращении графит выделяется не из аустенита, а из феррита.

24. При температурах выше точки В на рис. 100, т.е, при сравнительно небольших переохлаждениях аустенита (или медленном непрерывном охлаждении), полная ферритиза- ция матрицы происходит непосредственно при эвтектоидном распаде по схеме А-кФ-)-Г. При больших переохлаждени­ях (ниже температуры точки В на рис. 100) становится возможным образование перлита (линия BE). Например,

25. при температуре t₂ после безынкубационного выделения графита идет в период, обозначенный точками 3—4, эвтек- тоидный распад по схеме А—>-Ф+Г, а с момента, соответ­ствующего точке 4, начинается перлитное превращение (А->Ф+Ц). К моменту, соответствующему точке 5, оба звтектоидных процесса (А-»-Ф+Г и А->Ф+Ц) приводят к полному исчезновению аустенита, и структура чугуна со­стоит из углерода отжига, феррита и перлита. Чем больше степень переохлаждения (или больше скорость охлажде­ния при непрерывном понижении температуры), тем боль­шая доля аустенита распадается по схеме А->Ф+Ц. Если охлаждение отливки в интервале эвтектоидного превраще­ния не замедлить, то получится чисто перлитный ковкий чугун. Его структура состоит из углерода отжига и пер­литной матрицы.

26. Перлит примерно в 2,5 раза прочнее и тверже феррита, но менее пластичен. Поэтому с увеличением количества перлита в структуре ковкого чугуна прочностные свойства растут, а пластичность снижается. Например, у ферритного ковкого чугуна марки КЧ37-12 а_в=370 МПа и 6=12 %, а у перлитного чугуна марки КЧ63-2 сг_в=630 МПа и 6 = =2%.

27. Развитие второй стадии графитизации можно обеспечить не только замедлением охлаждения в эвтектоидном интер­вале температур, но и изотермической выдержкой после обычного, не замедленного охлаждения (см. пунктирную площадку на рис. 97). При непрерывном охлаждении идет перлитное превращение аустенита, а последующая дли­тельная выдержка приводит к графитизации перлитного це­ментита. Механизм графитизации здесь принципиально такой же, как и на первой стадии; только графитизация идет путем переноса углерода не через аустенит, а через феррит от границы Ф/Ц к границе Ф/Г. Узким звеном про­цесса является эвакуация атомов железа в феррите от по­верхности растущего графита.

28. На рис. 100 при температуре h перлитный цементит исчезает в момент, соответствующий точке 6. Чем ниже температура изотермической выдержки, тем большее вре­мя требуется для достижения этого момента (см. наклон кривой БН).

29. Одновременно с графитизацией перлитного цементита при изотермической выдержке происходят деление цемен­титных пластин и сфероидизация цементита. Механизм этих процессов аналогичен рассматриваемым в § 25 про­цессам получения сферодита в сталях.

30. Поддерживая повышенное содержание марганца в ших­те (до 1 %), можно резко замедлить графитизацию пер­литного цементита, чтобы сохранить перлит и с помощью сфероидизации получить ковкий чугун с матрицей из сфе- родита.

31. Чугун с матрицей из зернистого перлита отличается со­четанием высокой прочности и повышенной пластичности, а также хорошей обрабатываемостью резанием и высокими антифрикционными свойствами. При сг_в=600 МПа отно­сительное удлинение у такого чугуна достигает 10 %, и им можно заменить литую и кованую сталь. Из ковкого чугу­на с основой из зернистого перлита изготавливают даже такие ответственные изделия, как коленчатые и кулачковые валы.

32. Отжиг белого чугуна на ковкий — длительный процесс, продолжающийся десятки часов. В производстве ковкого чугуна отжиг — наиболее дорогая операция, сильно влия­ющая на себестоимость литья. Поэтому разработаны раз­ные способы ускорения отжига.

33. Весьма эффективна предварительная выдержка при температурах около 400 °С в течение примерно 6 ч, увели­чивающая число центров графитизации на первой стадии.

34. Малые добавки модификаторов (0,02 % А1, 0,003 % В) также ускоряют графитизацию.

35. Предварительная закалка деталей из белого чугуна в масле резко ускоряет графитизацию благодаря образова­нию многочисленных закалочных субмикротрещин, запол­няемых углеродом отжига на первой стадии графитизации. Но такая обработка применима только к мелким деталям простой формы.

2. Отжиг для устранения отбела

5. В тонких сечениях отливок из серого чугуна и высокопроч­ного чугуна с шаровидным графитом из-за ускоренного ох­лаждения кристаллизуется ледебурит, т.е. чугун получает­ся белым. При литье в кокиль вся поверхность может по­лучиться отбеленной. Для улучшения обрабатываемости резанием и повышения пластичности проводят графитизи­рующий отжиг, устраняющий отбел отливок.

6. Так как серый и высокопрочный чугуны содержат боль­ше кремния, чем ковкий (до 3,3%), то графитизация в них развивается быстрее. Поэтому температура и время отжига для снятия отбела меньше, чем при отжиге белого чугуна на ковкий. Отливки для снятия отбела нагревают до 850—950 °G и после выдержки 0,5—5 ч охлаждают на воз­духе. В зависимости от скорости охлаждения и состава чу­гуна матрица в бывших отбеленных участках получается перлитной или феррито-перлитной.

2. Низкотемпературный смягчающий отжиг

5. Этот отжиг применяют к отливкам из серого чугуна с пер­литной или перлито-ферритной матрицей для снижения твердости, улучшения обрабатываемости резанием и повы­шения циклической вязкости. Отливки отжигают при 670— 750 °С в течение 1—4 ч для частичной графитизации пер­литного цементита. Одновременно проходит частичная сфе- роидизация цементита. Механизм этих процессов такой же, как и во время изотермической выдержки на второй стадии графитизации ковкого чугуна.

6. В заключение отметим, что графитизирующий отжиг применяют также и к заэвтектоидным сталям, легирован­ным кремнием (1—2%) или никелем (5—10%), способст­вующими образованию графита. Компактные включения графита в заэвтектоидной стали обеспечивают хорошие антифрикционные свойства и сопротивление изнашиванию. Прочность и предел выносливости у графитизированной стали выше, чем у ковкого чугуна.

7. § 27. Нормализация чугуна

8. Упрочняющая термическая обработка серого чугуна не по­лучила такого широкого распространения, как термообра­ботка стали. Это объясняется тем, что пластинчатый гра­фит, действуя как внутренние надрезы, сильно снижает прочность и пластичность металлической основы. Поэтому изменение ее строения при термической обработке не дает большого эффекта упрочнения и часто нерентабельно. Эф­фективнее термообработка серых чугунов с более благо­приятной формой графита, в особенности высокопрочных чугунов’ с шаровидным графитом. К такой термической обработке чугуна относится нормализация, повышающая прочность, твердость и износостойкость.

9. Нормализация чугуна — это термическая обработка, при которой главными процессами являются аустенитизация и последующее перлитное превращение.

10. Нормализации подвергают отливки главным образом с ферритной и феррито-перлитной матрицей и реже — с пер­литной. Отливки нагревают до 850—950 °С и после вы­держки в течение 0,5—3 ч охлаждают на спокойном возду­хе или в воздушной струе. Отливки сложной формы для уменьшения остаточных напряжений рекомендуется начи­ная с температуры около 500 °С охлаждать в печи.

11. При нагреве сначала проходит аустенитизация, вклю­чающая а->у^превращение, растворение в аустените гра­фита и перлитного цементита (если матрица содержит пер­лит). После аустенитизации структура чугуна состоит из аустенита и графита. При дальнейшем нагреве графит ча­стично растворяется в аустените в соответствии с ходом линии S'E' и количество связанного углерода возрастает.

12. В случае ускоренного охлаждения на воздухе идет пер­литный распад аустенита и вся матрица приобретает пер­литную или сорбитную структуру. Упрочнение при норма­лизации достигается благодаря двум факторам: устране­нию структурно-свободного феррита (повышению концент­рации связанного в цементит углерода) и увеличению дис­персности перлита. Твердость чугуна возрастает от НВ 150 до НВ 200—250. Эффект упрочнения зависит от исходной структуры. Наибольшее упрочнение получается при нор­мализации ферритного чугуна, так как при этом мягкая ферритная основа заменяется более твердой перлитной. При нормализации перлитного чугуна лишь увеличивается дис­персность эвтектоида. Но даже в этом случае сопротивле* ние износу может возрасти в полтора раза.

13. Глава VII

14. Отжиг цветных металлов и сплавов

15. Отжиг 2-го рода в технологии цветных металлов и сплавов не используют так широко, как для сталей и чугунов.

16. Во многих промышленных цветных металлах и спла­вах, Например однофазных латунях, бронзах и электротех­нических никелевых сплавах, отсутствуют фазовые превра­щения в твердом состоянии и к ним отжиг 2-го рода в прин­ципе неприменим. Другие цветные сплавы претерпевают фазовые превращения в твердом состоянии, но отжиг 2-го> рода вызывает такое изменение свойств, что применение его нецелесообразно.

17. В зависимости от типа фазовых превращений различа­ют две разновидности отжига 2-го рода: гетерогенизацион~ ный отжиг и отжиг с фазовой перекристаллизацией.

5. Гетерогенизационный отжиг — это термическая обработка, при которой главным процессом является возможно более полное выделение из матричной фазы одной или нескольких фаз.

6. В подавляющем большинстве сплавов матричной фазой является твердый раствор на базе основного металла, а избыточной — соединение. К таким материалам относятся все термически упрочняемые сплавы на алюминиевой, маг­ниевой, медной, никелевой и других основах, например дуралюмин, электрон, бериллиевая бронза, нимоник. Среди цветных сплавов эта группа самая многочисленная.

7. Относительное количество фазы, которая полностью пе­реходит в твердый раствор при нагреве и выделяется при обратном медленном охлаждении, обычно не превышает 10—15 % от всего объема сплава. При таком фазовом пре­вращении не происходит коренной ломки структуры по все­му объему, как при отжиге углеродистых сталей с нагре­вом выше точки Лз. Тип кристаллической решетки матрич­ной фазы при растворении в ней или выделении из нее другой фазы не меняется. Отжиг, включающий только про­цессы растворения и (или) выделения, приводит лишь к изменению концентрации компонентов в матричной фазе и к изменению количества, размера, а также формы частиц выделяющейся фазы. На этих изменениях и основано при­менение гетерогенизационного отжига. Цели его могут быть самыми разными. При обсуждении способа получения ультрамелкого зерна в листах из сплава В95 (см. рис. 55) уже рассматривался гетерогенизационный отжиг перед хо­лодной прокаткой, проводимый для выделения частиц, ко­торые способствуют увеличению числа центров рекристал­лизации при заключительном рекристаллизационном от­жиге (см. § 14, п. 2). Ниже рассмотрены другие случаи использования гетерогенизационного отжига цветных спла­вов.

1. Смягчающий гетерогенизационный отжиг деформированных полуфабрикатов

5. Во многих сплавах гетерогенизация структуры при выде­лении избыточных фаз из матричного раствора, происходя­щая при медленном охлаждении с температуры отжига, приводит к разупрочнению, которое используют в разных целях.

5. Полный смягчающий отжиг применяют ко всем терми­чески упрочняемым алюминиевым сплавам (типа дуралю- мин, авиаль и др.). Цель отжига — смягчить материал, сде­лать его пластичнее перед штамповкой, гибкой, отбортов- кой и другими операциями холодной обработки давлением. Ускоренное охлаждение на воздухе горячекатаных рулонов

6. 5. 

   5. Рис. 101. Схема к объяснению вы­бора режима полного (^_u.q^ ^{н не}~ полного (7"_Но) смягчающего гете- рогеннзацнонного отжига

7. /

   

   Температура отмига°С

   Рис. 102. Влияние температуры от­жига после холодной прокатки на временное сопротивление дуралю- мнна Д16 при двух скоростях ох­лаждения (по данным В. А. Лива­нова н С. М. Воронова):

   — охлаждение с печью до 200 °С; 2— охлаждение на воздухе

8. с температуры горячей прокатки приводит к частичной за- калке (подкалке). Гетерогенизационный смягчающий от­жиг рулонов, например дуралюмина, позволяет при после­дующей холодной прокатке повысить степень обжатия без промежуточных отжигов.

9. При полном смягчающем отжиге сплав нагревают до температур однофазной области, например до температуры Тп.о на рис. 101, а'затем очень медленно, с печью, охлаж­дают, чтобы в максимальной степени понизить концентра­цию твердого раствора (в соответствии с линией сольвуса ас на рис. 101).

10. Чем ниже концентрация матричного раствора и больше расстояние между выделениями, тем больше разупрочнение при отжиге.

11. Большинство термически упрочняемых алюминиевых сплавов подвергают полному смягчающему отжигу при 380—420 °С в течение 10—60 мин с последующим охлаж­дением со скоростью не более 30 К/ч.

12. При полном отжиге, кроме основного процесса — гете­рогенизации, может проходить и рекристаллизация, внося­щая свой вклад в разупрочнение. Например, это происхо­дит тогда, когда из-за низкой температуры окончания го­рячей прокатки лист был наклепан. Однако режим отжига для полного смягчения выбирают, исходя из требований гетерогенизации структуры, предусматривая медленное ох­лаждение, в то время как для чисто рекристаллизационно- го отжига однофазных сплавов скорость охлаждения не имеет значения.

13. Неполный (или сокращенный) смягчающий отжиг тер­мически упрочняемых сплавов проводят при такой темпе­ратуре ниже сольвуса, чтобы во время выдержки выделение второй фазы сильно снизило концентрацию матричного ра­створа (до точки b при температуре Т_н.о на рис. 101).

14. Для многих систем характерно большое изменение ра­створимости в твердом состоянии в области высоких тем­ператур и очень слабое при более низких температурах (сравните наклон участков сольвуса ab Ьс на рис. 101). По­этому охлаждение с температуры неполного отжига может быть быстрым (на воздухе или в воде)—сильного пересы­щения матричного раствора не возникнет.

15. Из-за более низкой температуры сокращенного отжига время выдержки при этой температуре должно быть боль­ше, чем при полном отжиге, однако общая продолжитель­ность термической обработки уменьшается из-за последу­ющего быстрого охлаждения.

16. На рис. 102 показано, что для максимального разупроч­нения дуралюмина Д16 температура отжига в случае ох­лаждения с печью должна быть около 380—400 °С, а е случае охлаждения на воздухе — около 350—370 °С. При более высоких температурах нагрева 5-фаза и СиА1₂ быст­ро переходят в алюминиевый раствор и при последующем охлаждении на воздухе происходит подкалка, повышающая прочность.

17. Сокращенный смягчающий отжиг большинства алюми­ниевых сплавов проводят при 350—370 °С с выдержкой 2—4 ч и охлаждением на воздухе или в воде.

18. Смягчающий гетерогенизационный -отжиг применяют не только к алюминиевым сплавам. Если, например, (а+Р)- латунь в результате ускоренного охлаждения из ^-области после горячей обработки давлением имеет пониженную пластичность (из-за большого количества р'-фазы), то этот недостаток можно устранить отжигом с медленным охлаждением, во время которого из p-фазы более полно

19. выделяется пластичная ос-фаза (см., например, сплав с 40 % Zn на рис. 103).

2. Гетерогенизационный отжиг .

5. Для улучшения деформируемости слитков

6. При горячей обработке давлением алюминиевых сплавов наилучшая деформируемость обеспечивается тогда, когда концентрация легирующих элементов в твердом растворе на базе алюминия минимальна, а частицы избыточных фаз не слишком крупны и имеют компактную форму. В слитках, предназначенных для прессования, оптимальный размер частиц избыточных фаз находится в интервале 1—5 мкм. Частицы большего размера снижают пластичность, а меньшего слишком быстро растворяются при температуре прессования, и деформируемость ухудшается из-за повы­шения концентрации легирующих элементов в алюминие­вом растворе.

7. Гомогенизационный отжиг, может не обеспечить опти­мальную для деформируемости структуру слитка. При ус­коренном охлаждении с температуры гомогенизации леги- рованность твердого раствора оказывается повышенной, а при замедленном охлаждении из твердого раствора могут выделиться частицы избыточной фазы размером более 10 мкм.

8. Если слитки после окончания гомогенизации охладить ниже сольвуса до температуры минимальной устойчивости переохлажденного твердого раствора и выдержать при этой температуре, то за сравнительно короткое время (напри­мер, за 3 ч при 350 °С в случае сплава Д16) концентрация

9. 5. Таблица 3. Максимальное давление прессования (Р_шах) и предельно допустимая скорость истечения (t>_KP) при прессовании слитков алюминиевых сплавов (В. В. Захаров)

      Сплав	Режим отжига слитка*	р max' МПа	°кр' м/мин	Сплав	Режим отжига слитка*	р 'max' МПа	гкр- м/мин
      АДЗЗ	1	105	40	Д16	1	180	4,0
      	2	95	110		2	160	6,0
      АД35	1	105	35
      	2	95	170	В95	1	160	1,7
      Д1	1	165	5,3		2	150	2,1
      	2	150	10,4

   6. * Режим 1 — слитки охлаждены на воздухе с температуры гомогенизации; ре­жим 2 — после гомогенизации применен гетерогенизационный отжиг.

10. легирующих элементов в алюминиевом растворе сильно снизится, причем выделятся частицы избыточной фазы раз­мером 1—5 мкм. В результате такого гетерогенизационного отжига, проводимого после обычной гомогенизации слит­ков, снижается давление прессования и в 1,5—3 раза воз­растает предельно допустимая скорость истечения (ско­рость, еще не приводящая к появлению трещин). Это поз­воляет существенно увеличить производительность прессового оборудования. Наиболее сильно улучшается де­формируемость при прессовании сплавов АДЗЗ и АД35 си­стемы AI—Mg—Si (табл. 3).

3. Гетерогенизационный отжиг

5. Для повышения коррозионной стойкости

6. Е сли двухфазная структура с определенной степенью дис­персности и оптимальным распределением частиц избыточ­ной фазы обеспечивает повышенную стойкость против кор­розии, то такую структуру получают гетерогенизационным отжигом. Например, максимальную стойкость против кор­розии под напряжением магналия марки АМгб обеспечивает двухфазная структура, в которой p-фаза (Al₃Mg₂) равномерно распределена в зернах алюминиевого раствора. Этого дости­гают отжигом магналия при 320 °С пе­ред последней холодной нагартовкой.

4. Явление перегрева в литой (а+р)-латуни

5. Границы зерен в технических литых сплавах весьма стабильны. В однофаз­ном литом сплаве, например а-латуни, при нагреве зерно практически не Си 10 ZO 30 W 50 укрупняется.

6. Zn,°/ По-другому ведет себя (а+р)-ла-

7. тунь (рис. 103), в слитках которой рис. юз. Диаграмма со- после перехода через границу а+р/р

8. стояния системы Си—Zn „

9. возможен сильным рост зерна (явле- ние перегрева), причем размер р-зе- рен может достигать нескольких сантиметров (рис. 104). Бурный рост зерна вызван фазовым наклепом из-за изменения удельного объема при растворении a-фазы в р-фазе (А. А. Бочвар), а также, возможно, из-за разности термических коэффициентов расширения этих фаз. В ре­

10. зультате естественной неравномерности распределения a-фазы по обе стороны от границы p-зерен местный наклеп здесь также неодинаков. Гранина p-зерна мигрирует в сто­рону более наклепанного участка, «выметая» на своем пу­ти дислокации: одно p-зерно растет за счет соседнего. Пос­ле того как отдельные зерна «вырвались вперед» по своему размеру, они растут за счет основной массы более мелких

11. 5. 

    6. Рнс. 104. Зерна-гнганты, образовавшиеся при перегреве слитка (а+Э)-латуни. Уменьшено в 2,5 раза

12. зерен (на этой стадии процесс аналогичен вторичной ре­кристаллизации) .

13. Чем меньше a-фазы в исходной структуре, тем слабее должен быть фазовый наклеп при нагреве литой (а+р)-ла­туни и меньше склонность к росту p-зерна. Например, в ли­той латуни с 40 % Zn объемная доля a-фазы при комнатной температуре составляет 80 %, а в латуни с 45 % Zn — около 5% (см. рис. 103). Соответственно рассмотренный процесс бурного роста p-зерен наблюдается только в первом спла­ве. При многократном изменении температуры (20*±820°С)

14. с. медленным охлаждением для более полного выделения a-фазы и быстрым нагревом для обеспечения сильного фа­зового наклепа небольшой слиток латуни с 40 % Zn можно постепенно превратить в монокристалл p-фазы (после по­следнего нагрева проводят закалку).

15. Из диаграммы состояния Си — Zn (см. рис. 103) выте­кает, что количество a-фазы в (а+р)-латунях при умень­шении содержания цинка возрастает от 0 до 100 %. В тер­мически упрочняемых алюминиевых, магниевых и медных сплавах количество вторых фаз относительно мало, и объ­емные изменения при растворении этих фаз не приводят к достаточно сильному фазовому наклепу. Поэтому в этих сплавах в литом состоянии нагрев при переходе через гра­ницу растворимости в однофазную область, за редкими исключениями, не приводит к сильному росту зерна основ­ного твердого раствора.

16. § 29. Отжиг с фазовой перекристаллизацией

17. Отжиг с фазовой перекристаллизацией — это термическая обработка, при которой главным процессом является нор­мальное полиморфное или эвтектоидное превращение. Та­кой отжиг приводит к коренной перестройке структуры по всему объему сплава.

18. Полиморфное превращение в металлах можно исполь­зовать для устранения текстуры и изменения размера зер­на. В этом отношении интересным примером является тер­мическая обработка урана (так называемая р-термообра- ботка).

19. Уран ниже 668 °С имеет ромбическую а-решетку, а от 668 до 774 °С — тетрагональную p-решетку. В начальный период развития атомной техники было установлено, что если изделие из поликристаллического урана подвергается многократным нагревам и охлаждениям в температурном интервале a-фазы, то оно меняет свои размеры. Обрабо­танное давлением изделие сильно удлиняется, «растет» в одном направлении, сокращаясь в другом (рис. 105).

20. Наиболее важным фактором, определяющим величину «роста» урана, является текстура, которая возникает при обработке давлением в a-области. Преимущественная ори­ентировка кристаллов в урановом изделии приводит к силь­ной анизотропии термического расширения, из-за которой при термических циклах возникают напряжения и направ­ленное изменение размеров изделия. Для предотвращения вредного явления «роста» урана необходимо устранить

21. текстуру, которая создается при обработке давлением в а-области.

22. Если урановый стержень с резко выраженной текстурой нагреть до температуры p-области (выше 668 °С) и затем охладить, то произойдет фазовая перекристаллизация, при­чем a-кристаллы, образующиеся при полиморфном превра­щении р->а, не получают резко выраженной предпочтитель-

23. 5. 

    6. Рис. 105. «Рост» уранового прутка, прокатанного при 300°С (Чизунк и Кель- ман):

    7. вверху — пруток до воздействия теплосмен; внизу — тот же пруток после 3000 теплосмен в интервале 50—550 ®С

24. ной ориентировки. Следовательно, фазовая перекристалли­зация устраняет текстуру, в результате чего во всех направлениях коэффициент термического расширения ста­новится одинаковым. После такой термообработки скорость «роста» уранового стержня при воздействии теплосмен рез­ко снижается.

25. Чем больше размер зерна, тем ярче выражена шерохо­ватость поверхности уранового изделия, возникающая при воздействии многократных термических циклов. Зерна ура­на можно измельчить при фазовой перекристаллизации. Размер a-зерен уменьшается с ускорением охлаждения из р-состояния.

26. По аналогии с ураном полиморфное превращение в дру­гих цветных металлах и твердых растворах может быть ис­пользовано для устранения текстуры и измельчения зерна.

27. Эвтектоидное превращение в цветных сплавах пока ред­ко используют как основу отжига 2-го рода.

28. В заключение заметим, что при полиморфном и эвтек­тоидном превращении нагрев выше критической точки мо­жет привести к сильному росту зерна деформированного, а также литого металла или сплава.

29. Раздел

30. Третий закалка

31. Закалка — это термическая обработка, при которой глав­ным процессом является формирование неравновесной структуры во время ускоренного охлаждения.

32. Существуют три принципиально отличных один от дру­гого вида закалки: закалка с полиморфным превращением, закалка без полиморфного превращения и закалка с плав­лением поверхности. Из самого названия этих видов тер­мической обработки видно, что они различаются типом фа­зовых превращений.

33. Закалку с полиморфным превращением (или закалку на мартенсит) человек начал использовать задолго до на­шей эры. На протяжении веков это был основной способ упрочнения сталей. Теперь закалку на мартенсит приме­няют не только к сталям, но и к сплавам цветных металлов.

34. Закалка без полиморфного превращения была открыта на рубеже XX в. Ее промышленное использование нача­лось одновременно с применением дуралюмина в авиа­строении. С 20—30-х годов закалка без полиморфного пре­вращения в сочетании со старением становится основным способом упрочнения сплавов на основе цветных металлов.

35. Закалка с плавлением поверхности — это новый вид термической обработки, имеющий значительно более узкое применение по сравнению с двумя первыми видами закал­ки. Она появилась в 70-е годы, когда в промышленности на­чали использовать лазерный нагрев изделий.

36. Основные параметры закалки любого вида — темпера­тура нагрева, время выдержки и скорость охлаждения.

37. Температура нагрева и время выдержки должны быть такими, чтобы произошли необходимые фазовые измене­ния, например образование высокотемпературной фазы из одной или нескольких низкотемпературных фаз, растворе­ние избыточной фазы в матричной и др. В этом отношении закалка аналогична отжигу 2-го рода.

38. Скорость охлаждения при закалке должна быть доста­точно большой, чтобы при понижении температуры были подавлены диффузионные фазовые превращения и образо­вывалась метастабильная структура. Этим закалка отли­чается от отжига 2-го рода.

39. Глава VIII

40. Закалка без полиморфного превращения

41. Закалка без полиморфного превращения — это термическая обработка, фиксирующая при более низкой температуре состояние сплава, свойственное ему при более высокой тем­пературе.

42. З акалка без полиморфного превращения применима к любым сплавам, в которых одна фаза полностью или ча­стично растворяется в дру­гой. Например, в сплаве Со на рис. 106 при нагреве до Тзак p-фаза растворяется в матричной a-фазе. При об­ратном медленном охлажде­нии p-фаза выделяется из a-фазы, в которой концент­рация компонента В умень­шается в соответствии с хо­дом сольвуса nb^I.

43. Так как составы а- и р- фаз различны, то выделение P-фазы связано с диффузи­онным перераспределением компонентов. При достаточ­но быстром охлаждении диффузионное перераспределение, необходимое для за­рождения и роста кристаллов p-фазы, не успевает пройти и p-фаза не выделяется из а-раствора. После такой термо­обработки (закалки) сплав при комнатной температуре состоит из одной a-фазы, как и при температуре нагрева под закалку.

44. При температуре нагрева под закалку ^*зак в сплаве Со твердый раствор ненасыщенный. После закалки а-раствор при комнатной температуре имеет такой же состав, как и при температуре закалки, но он уже пересыщенный, так как состав насыщенного раствора соответствует точке Ь.

45. Таким образом, при закалке без полиморфного превра­щения образуется пересыщенный твердый раствор. Такая закалка к чистым металлам принципиально неприменима. Рассмотренную на примере сплава С₀ закалку без поли- \ морфного превращения широко применяют к алюминие- !

46. вым, магниевым, никелевым, медным и другим сплавам, а также к некоторым легированным сталям.

47. Закалкой далеко не всегда фиксируют однофазное со­стояние. Например, в сплаве С₂ (см. рис. 106) при любых температурах, вплоть до эвтектической, содержится р-фа- за. При температуре закалки Т_зак в этом сплаве находятся насыщенный твердый раствор состава точки tri и нераст- воренный избыток p-фазы. При достаточно медленном ох­лаждении из-за выделения p-фазы из а-раствора его состав должен изменяться по линии mb. При быстром охлажде­нии происходит закалка: p-фаза не успевает выделиться из а-раствора и состав его при комнатной температуре так же, как и при температуре закалки, определяется точкой т. Следовательно, закаленный сплав С₂ содержит пересыщен­ный а-раствор состава точки т и избыточную p-фазу, не растворившуюся при нагреве под закалку. Закалкой спла­ва Сг зафиксировано состояние, которое было стабильным при температуре нагрева под закалку.

48. Начинающие изучать термическую обработку иногда ошибочно считают, что закалка применима лишь к такому сплаву, ордината которого на диаграмме состояния пере­секает линию фазового равновесия в твердом состоянии, например к сплаву Со на рис. 106. Но, как было показано на примере сплава Сг, это совсем не обязательно. Прин­ципиально закалка без полиморфного превращения воз­можна всегда, когда в равновесном состоянии при разных температурах имеется различие в химическом составе фаз.

49. § 30. Изменение свойств при закалке без полиморфного превращения

50. Изменение свойств при закалке зависит от фазового соста­ва и особенностей структуры сплава в исходном и зака­ленном состояниях, от условий закалки, предыдущей об­работки и других факторов. Направление и величина из­менения свойств в разных сплавах весьма различны.

51. Встречается ошибочное утверждение, что закалка всег­да приводит к упрочнению, причем термины «закалка» и «упрочнение» часто неверно считают синонимами. В дей­ствительности же закалка может и упрочнять, и разупроч- нять сплав. У одних сплавов закалка повышает прочность, но снижает пластичность, у других, наоборот, снижает прочностные характеристики и повышает показатели пла­стичности, а у третьих повышает и прочность, и пластич­ность. Наконец, у очень многих сплавов, к которым в прин-

52. Таблица 4. Механические свойства сплавов в литом, отожженном и закаленном состояниях

    Сплав	°в-	МПа	6,	%	Сплав	ов. МПа		6,	%
    	ОТЖИГ	закал­ ка	отжиг	закал­ ка		литье	закал­ ка	литье	закал­ ка
    Д16	200	300	25	23	AJI8	150	300	1	12
    БрБ2	550	510	22	46	АЛ9	160	200	2	6
    					МЛ5	160	250	3	9

54. ципе можно применить закалку, она практически не изме­няет свойств.

55. Сильное упрочнение с одновременным резким сниже­нием пластичности в промышленных сплавах, подвергае­мых закалке без полиморфного превращения, не наблюда­ется.

56. При закалке без полиморфного превращения деформи- j руемых сплавов наиболее частый случай — повышение I прочности при сохранении высокой пластичности, которая может мало отличаться от пластичности отожженного спла­ва. Типичный пример — дуралюмин Д16 (табл. 4).

57. Реже встречаются сплавы, у которых при закалке сни­жается прочность и сильно возрастает пластичность по сравнению с отожженным состоянием. Типичный пример— бериллиевая бронза БрБ2 (табл. 4). У нержавеющей хро- моиикелевой стали 12Х18Н9 относительное удлинение при закалке после горячей прокатки возрастает с 20 до 45 % • Полуфабрикаты из таких сплавов, как бериллиевая брон­за и сталь 12Х18Н9, для повышения пластичности перед холодной деформацией не отжигают, а закаливают.

58. Повышение или снижение прочности при закалке зави-' сит от следующего. С увеличением концентрации легиру- j ющего элемента в твердом растворе прочность его возра- / стает. Поэтому пересыщенный раствор в закаленном спла­ве прочнее менее легированного раствора в отожженном сплаве. Прочность отожженного сплава определяется проч­ностью матричного раствора, а таюке размером и структу­рой частиц избыточной фазы и расстояниями между этими частицами. Если в отожженном сплаве торможение дисло­каций избыточной фазой не вносит большого вклада в проч­ность двухфазной смеси (из-за большого расстояния меж­ду ее частицами), то при закалке упрочнение раствора бла­годаря увеличению его легированности перекомпенсирует разупрочнение, связанное с растворением избыточной фа-

59. зы, и прочность сплава возрастает. Если же растворение избыточной фазы приводит к сильному разупрочнению, перекрывающему рост прочности, связанный с повышени­ем концентрации матричного раствора, то сплав при закал­ке разупрочняется. На суммарном эффекте сказываются величина изменения растворимости при нагреве под за­калку и прирост прочности матричного раствора, приходя­щийся на каждый процент растворяющегося элемента.

60. При закалке литейных сплавов прочность и пластич­ность обычно растут по сравнению с литым состоянием (см. сплавы AJI8, AJI9 и МЛ5 в табл. 4). В структуре литейных промышленных сплавов избыточные фазы обычно находят­ся в форме сравнительно крупных частиц с большим меж- частичным расстоянием. После их растворения прочность сплава становится выше из-за большей легированности ' матричного раствора.

61. Г По грубым и хрупким включениям избыточной фазы, 'например интерметаллида, происходят отрыв и скол в ли- ;том сплаве. Поэтому пластичность сплава после закалки 'оказывается повышенной. Особенно сильно она возрастает при полном растворении избыточной фазы, как в алюми- ^аШевом сплаве АЛ8 (растворяется Ai₃Mg₂) и магниевом сплаве МЛ5 (растворяется Мд^АЬг), которые после за­калки практически однофазны (табл. 4). В силумине АЛ9 при закалке пластичность возрастает благодаря частич­ному растворению и коагуляции кремния и полному раст­ворению силицида Mg₂Si.

62. Основное назначение закалки без полиморфного пре­вращения— подготовка сплава к старению. Закалку неко­торых сплавов (БрБ2, 12Х18Н9) используют и как проме- жуточную смягчающую операцию (вместо отжига) перед ’холодной деформацией. Наконец, закалка служит оконча­тельной термообработкой для придания изделию необхо­димого комплекса свойств. Однофазный закаленный сплав может обладать значительно большей пластичностью и бо­лее высокой стойкостью против коррозии, чем состаренный. Литейный алюминиевый сплав AJI8 применяют только в закаленном состоянии именно по этим причинам.

63. § 31. Нагрев и охлаждение при закалке без полиморфного превращения

1. Нагрев при закалке

5. Основное исходное положение при выборе температуры за­калки— возможно более полное растворение избыточных фаз в матричной фазе.

6. Если сплав расположен в той области диаграммы со­стояния, где он способен при нагреве полностью перейти в однофазное состояние (сплав С₀ на рис. 106), температура закалки должна находиться выше линии сольвуса двойной системы. При закалке сплава С₀ с температуры ниже Го сохраняется нерастворившаяся p-фаза и матричный а-ра- створ оказывается менее легированным, чем при закалке с температур выше Т₀.

7. Верхнюю границу интервала закалочных температур во избежание пережога выбирают ниже точки солидуса спла­ва с учетом возможного перепада температур в садке И| точности теплового контроля. При оплавлении границ связь,! между зернами нарушается и под действием закалочных, напряжений возникают межкристаллитные трещины. Мел-, кие трещины можно не обнаружить, но они вызывают сни4 жение пластичности, ударной вязкости, циклической до./ь говечности. При пережоге могут появляться усадочные поры, главным образом, в тройных стыках зерен. Механик ческие свойства снижаются при пережоге из-за образова-i ния в процессе закалки межкристаллитных прослоек хруп-; кой фазы в результате неравновесной кристаллизации! оплавленных участков, обогащенных легирующими эле-: ментами. Кроме того, причиной пережога служит быстро^) проникновение по оплавленным участкам компонентов ат­мосферы печи, приводящее к образованию оксидов и га­зовых пузырей. На шлифе небольшой пережог выявляется в виде утолщений границ зерен. Пережог — это неиспраЛ вимый и самый опасный брак.

8. Возможная ширина интервала закалочных температур в двойной системе определяется «вилкой» между точками солидуса и сольвуса. Из рис. 106 видно, что у сплава С,₀ возможный интервал закалочных температур шире, чем у сплава С₀.

9. При закалке литейных сплавов, которые в отличие от деформируемых предварительно не подвергают гомогени­зационному отжигу и технологическому нагреву для горя­чей обработки давлением, необходимо учитывать плавление

10. неравновесной эвтектики (см. пунктир ka на рис. 2). Если для более полного растворения избыточных фаз литейный сплав необходимо нагревать до температуры выше точки * неравновесного солидуса (например, выше точки т у спла­ва X, на рис. 2), то проводят ступенчатый нагрев: при тем­пературе первой ступени, которая должна быть ниже точ­ки неравновесного солидуса, растворяется легкоплавкая составляющая и окончательную температуру закалки мож­но поднять, не опасаясь пережога. Например, отливки с массивным сечением из сплава MJ15 перед нагревом под закалку до 415 °С следует выдерживать 3 ч при темпера­туре 375 °С.

11. Если содержание легирующего элемента превышает предел растворимости и сплав нельзя перевести в однофаз­ное состояние, например С₂ на рис. 106, то температуру на­грева под закалку выбирают возможно ближе к эвтектиче­ской (перитектической) температуре с учетом технических возможносте'й избежать пережога.

12. В зависимости от системы легирования, содержания ле­гирующих элементов, от того, насколько сильно на свой­ства сплава влияет неполнота растворения избыточных фаз, интервал закалочных температур составляет градусы и десятки градусов (редко более 100 °С). Например, у ду- ралюминов разных марок интервал закалочных темпера­тур колеблется от 5 до 15°С. У сплава Д1 его пределы 495—510 °С, у сплава Д16 490—500 °С и у высокомагние­вого дуралюмина Д19П 502—508 °С. У дуралюминов верх­няя граница интервала закалочных температур может от­личаться от точки солидуса всего на несколько градусов. Поддержание температуры нагрева под закалку в очень узком интервале возможно только в селитряных ваннах и печах с принудительной циркуляцией воздуха.

13. Противоположный пример — деформируемые и литей­ные алюминиевые сплавы на базе системы AI—Zn—Mg, у которых возможный интервал закалочных температур на порядок (!) больше, чем у дуралюминов, и составляет око­ло 150 °С. Сплавы этой системы можно закаливать с тем­ператур 350—500 °С. Ясно, что такие сплавы несравненно проще нагревать под закалку, не опасаясь пережога или недогрева.

14. Если возможный интервал закалочных температур дос­таточно широк, то температуру нагрева внутри него выби­рают более высокой, чтобы сократить продолжительность растворения избыточных фаз. Однако предельную темпе­ратуру закалки может лимитировать не солидус, а рост

15. зерна в деформированном сплаве. Кроме того, в некоторых полуфабрикатах требуется сохранить после обработки дав- ; лением нерекристаллизованную структуру, и поэтому тем­пература нагрева под закалку не должна превышать темпе­ратуру начала рекристаллизации (см. § 58).

16. Время выдержки при температуре нагрева под закалку выбирают так, чтобы завершились процессы растворения избыточных фаз. Чем дисперснее избыточные фазы, тем быстрее они растворяются. Деформированные полуфабри­каты часто (но не всегда) выдерживают при температуре закалки меньше, чем отливки, так как в них при гомоге­низационном отжиге слитков растворялись грубые части­цы избыточных фаз, а обработка давлением измельчила структуру. Например, листы из алюминиевых сплавов вы­держивают при температуре нагрева под закалку 10— 40 мин, а фасонные отливки 2—6 ч (иногда—- более 10 ч).

17. В тонких (0,5—1 мм) холоднокатаных лентах из алю­миниевых сплавов с хорошо проработанной структурой, не содержащих грубых частиц избыточных фаз, вы­держка при нагреве под закалку составляет всего 1—

18. 3 мин. Это позволяет с большой скоростью (до 50 м/мин) перемещать ленту через агрегат непрерывной за­калки. -■

19. Время растворения избыточных фаз при нагреве под закалку литейных сплавов связано с толщиной их частиц соотношением (3). Детали, отлитые в земляную форму, следует дольше нагревать под закалку, чем детали, отли­тые в кокиль, из-за более грубой литой структуры. Чем тол­ще сечение отливки и соответственно меньше скорость ох­лаждения при литье, тем толще частицы избыточных фаз и больше должно быть время нагрева под закалку. Поэтому при закалке отливок время выдержки колеблется от десят­ков минут до 10—20 ч.

2. Охлаждение при закалке

5. С понятием «закалка» обычно ассоциируется представле­ние о быстром охлаждении. Действительно, многие изделия закаливают в воде. Однако/при закалке необязательно бы­строе охлаждение. Важно лпшь^-ч-тобы при охлажденин-не успел произойти распад матричного раств0ра...В_аааис1Ш0- епГ от скорости этого распада скорость рхлаждеция_при закалке может быть различной. Для одних сплавов-ебнаа- тельна закалка, в холодной воде, а другие[_в которых раст- вор распадается медленно, можно закаливать с охлажда-

6. нием на воздухе.*; Существует много промышленных спла­вов на основе железа, никеля, алюминия и магния, зака­ливаемых на воздухе.

7. Кинетика распада переохлажденного раствора

8. Е

   

   Рис. 107. Зависимость энергии Гиббса а- и p-фаз и двухфазной смеси а+0 от состава в двойной системе при тем­пературе Ti (см. рис. 106)
   сли тонкий образец сплава С₀ (см. рис. 106), находяще- j гося при температуре Т_ззк в состоянии ненасыщенного i твердого раствора, быстро перенести в термостат с темпе- I ратурой Ti<T₀, то а-раствор окажется пересыщенным, так как при температуре Т\ насыщенным является раствор со­става точки г. Степень пере- сыщенности можно харак- теризовать отношением / Со/С,. ^

9. При температуре Т\ пе­ресыщенный а-раствор со- \ става С₀ одновременно яв­ляется переохлажденным относительно температуры Т₀, выше которой стабильна одна a-фаза, а ниже — двух- фазная смесь a-f-p. Степень /■ переохлаждения АТ= !

10. = Т₀—7|. Чем ниже темпе­ратура термостата, в кото­рый мы переносим образец, нагретый до температуры Т₃ак, тем больше степень переохлаждения и степень пересыщен- ности твердого раствора. ^

11. Термодинамическим стимулом распада переохлажден­ного раствора является разность AG₀₍, между его энергией Гиббса G\ и энергией Гиббса двухфазной смеси С₂ (рис. 107).

12. Скорость образования центров выделения новой фазы / в переохлажденном растворе, как и в случае фазового пре­вращения в, чистом металле, определяется выражением (25) ." V

13. В случае распада твердого раствора Q представляет энергию активации диффузии наиболее медленно диффун­дирующего элемента. Такая диффузия необходима для об­разования центров выделения новой фазы, отличающейся по составу от матричного раствора.

14. В соответствии с формулой (25) скорость образования 1 центров избыточной фазы в сплаве С₀ на рис. 106 прн уве- | личении степени переохлаждения ниже То сначала должна j возрастать из-за увеличения AG₀6 и соответствующего^/

15. уменьшения работы образования критического зародыша ДСкр, а затем падать из-за уменьшения диффузионной под­вижности атомов. Следовательно, инкубационный период— время до экспериментально фиксируемого начала распа­да раствора — с увеличением степени переохлаждения со­кращается, а затем возрастает, изменяясь по С-кривой (рис. 108).

16. Н

    КС -

    

    \д бремени (с)

    Рис. 108. С-кривые начала распада переохлажденного алюминиевого раствора в сплаве Д16 (В. Г. Да­выдов, И. И. Новиков, Е. Д. Заха­ров):

    ачало распада переохлажденного раствора определя­ют по изменению какого-либо свойства, например времен­ного сопротивлений или электропроводности. Так как свой­ство при изотермической выдержке обычно изменяется плавно, то за условное начало распада принимают, например, увеличение или уменьшение свойства на 2 или 5 %- Разные свойства начинают заметно из­меняться на разных стадиях распада раствора.

17. Например, у дуралюминов чувствительность к межкри- сталлитной коррозии, связан­ная с выделением избыточных фаз по границам зерен, обна­руживается раньше, чем изме­нение о_в (см. рис. 108).

18. П

    i — появление чувствительности к межкристаллитной коррозии; 2 — изменение временного сопротивле­ния иа 2 %

    ри построении С-кривых целесообразно измерять то свойство, которое для данной группы сплавов или для дан­ного типа изделий является одним из практически важных и которое чувствительно к наи­более ранним стадиям распада раствора. Так как эксперимен­тально фиксируемое «начало» распада раствора является условным моментом, то сопоставлять С-кривые разных сплавов имеет смысл только при одинаковом методе их по­строения.

19. Если С-кривые строят с помощью' определения механи­ческих свойств, то, как правило, эти свойства измеряют не сразу после ступенчатой закалки с разными выдержками при температуре ступеньки, а после дополнительного уп­рочняющего старения, которое, реагируя на остаточную пересыщенность твердого раствора, помогает выявлению начала распада при температуре ступеньки.

20. Критическая скорость охлаждения при закалке и прокали- ваемость

21. С Количественным критерием устойчивости переохлажденного твердого раствора является критическая скорость охлаж­дения (vkp) — наименьшая скорость непрерывного охлаж­дения, позволяющего избежать распада раствора, или, то- i чнее, избежать изменения на определенную величину вы- j бранного свойства. Если скорость охлаждения в центре ""сечения изделия больше v_Kр, то изделие прокаливается на­сквозь. Критическую скорость охлаждения определяют, проводя из точки, соответствующей температуре нагрева под закалку, касательную к С-кривой условного начала распада переохлажденного раствора.

22. Величина у_Кр зависит от чувствительности метода, кото­рый был выбран для построения С-кривой начала распа- /да. Например, для дуралюмина марки Д16 в случае по­строения С-кривой по появлению чувствительности к меж- кристаллитной коррозии у_кр=550 К/с, а при построении С- кривой по изменению на 2 % предела прочности состарен­ного сплава у_кр=90 К/с. Если же за критерий начала распада принять изменение прочности на 5%, то t>i_!p= =20 К/с.

23. В §21 было показано, что количественные оценки при непрерывном охлаждении следует делать не по С-кривым изотермического распада, а по термокинетическим диаг­раммам. Но такие диаграммы для сплавов, закаливаемых без полиморфного превращения, пока насчитываются еди­ницами, и поэтому приходится пользоваться С*кривыми изотермического распада.

24. Так как кривая начала превращения исходной фазы на термокинетической диаграмме сдвинута вправо и вниз по сравнению^-{^кривой, построенной в изотермических ус­ловиях (смТрис. 73), то расчет с использованием касатель­ной к такой С-кривой даст завышенную против истинной величину и_Кр. В отдельных случаях это завышение неве­лико.

25. Прокаливаемость при данной скорости охлаждения тем больше, чем меньше‘tv, т.е. чем правее находится С-кри- _вая. При качественном сравнении прокаливаемости разных сплавов можно сопоставлять положение их С-кривых, не рассчитывая величину v_vv.

26. , Количественной характеристикой является глубинапро- I каливаемости в данном охладителе — расстояние от охла- I ждаемой поверхности до слоя, у которого заданное свой-

27. ство (например, временное сопротивление, предел теку­чести или твердость) после старения изделия отличается не более чем на 5 % от соответствующего свойства поверх­ностного слоя. —=_

28. Для сравнения прокаливаемости разных сплавов удоб­но использовать критический диаметр, т. е. диаметр макси­мального сечения прутка, который в данном охладителе, прокаливается насквозь. Ниже в качестве примера приве^ дены значения критического диаметра (d_Kр) при закалке алюминиевых сплавов в холодной воде:

29. Сплав в95 д1 д16 д19 1201 ав ак4-1

30. d_Kp, мм 120 150 150 150 150 150 250

31. Факторы, влияющие на устойчивость переохлажденного раствора

32. Устойчивость переохлажденного твердого раствора и со­ответственно прокаливаемость зависят от содержания ле­гирующих элементов и структуры сплава перед закалкой.

33. В сплавах на разной основе и с разными легирующими элементами при одной основе различна диффузионная под­вижность атомов [величина Q в формуле (25)]. Работа об­разования критического зародыша зависит от межфазной энергии на границе матрицы и выделения, а также от энер­гии упругой деформации, возникающей из-за различия в удельных объемах фаз. Поэтому скорость зарождения вы­деляющейся фазы [см. формулу (25)] в разных системах различна. Так, сплавы на базе системы алюминий — медь—магний (дуралюмины) выделяются среди алюми­ниевых весьма низкой устойчивостью переохлажденного твердого раствора, а сплавы на базе системы AI—Zn—Mg (типа 1915 и 1925)—очень высокой (рис. 109,а). Разница в устойчивости переохлажденного раствора в сплавах на базе этих двух систем предопределяет резкое различие в технологии их термообработки: если сплавы типа «дуралю- мин» необходимо закаливать в воде, то сплавы на основе системы AI—Zn—Mg можно закаливать с охлаждением на спокойном воздухе. Прессованные полуфабрикаты из спла­вов 1915 и 1925 вообще не подвергают операции закалки — они самозакаливаются при охлаждении профилей и труб на воздухе с температуры прессования.

34. Закалку с охлаждением на воздухе широко применяют к жаропрочным аустенитным стареющим сталям с интёр- металлидным упрочнением, жаропрочным никелевым спла­вам «нимоник», магниевым сплавам типа «электрон» и др.

35. В пределах одной системы с увеличением концентрации легирующих элементов растет пересыщенность твердого раствора и, следовательно, уменьшается его устойчивость. Например, в сплаве С₀, более легированном, чем сплав С'₀ (см. рис. 106), при температуре Т\ степень пересыщеннос- ти раствора Co/CjX^/Ci и термодинамический стимул пре­вращения AG_o6>AG'₆ (см. рис. 107). Соответственно С- кривая начала распада раствора в сплаве С' должна быть сдвинута вправо по сравнению с С-кривой сплава Со.

36. 5. 

    6. Рис. 109. С-кривые начала распада переохлажденного алюминиевого раство- ■ ра, соответствующие изменению временного сопротивления иа 2 % (В. Г. Да­выдов, В. В. Захаров, Е. Д. Захаров, И. И. Новиков):

    7. а — сплавы Д16 и 1915 (на базе системы AI—Zn—Mg); б — сплав А1—4 % Zn— 1,9 % Mg—0,6 % Мп—0,2 % Zr с нерекристаллизованной (/) и рекристаллизо- ваиной (2) структурой

37. Дисперсные включения интерметаллидов и других фаз, находящихся в сплаве при температуре закалки, могут уменьшить устойчивость переохлажденного раствора, ини­циируя его распад. С этим связано действие, например, малых добавок переходных металлов (Мп, Сг, Ti) в алю­миниевых сплавах. Прн гомогенизационном отжиге слит­ков, при нагреве под обработку давлением и закалку из твердого раствора, который пересыщается этими элемен­тами при кристаллизации расплава, выделяются дисперс­ные алюминиды переходных металлов. Они служат затрав­ками для выделения из раствора основных фаз при охлаж­дении сплава с температуры закалки, и критическая ско­рость охлаждения возрастает (прокаливаемостьснижается).

38. С повышением чистоты алюминиевого сплава уменьша­ется число частиц нерастворимых фаз, содержащих желе­зо и кремний, благодаря чему повышается устойчивость переохлажденного твердого раствора. Поэтому сплавы по-- вышенной чистоты Д16ч и В95пч обладают большей про- каливаемостью, чем сплавы Д16 и В95.

39. Температура закалки может оказаться ниже темпера­туры начала рекристаллизации. Сплав с нерекристаллизо- ванной, полигонизованной структурой обладает меньшей устойчивостью переохлажденного твердого раствора (рис. 109,б) из-за облегченного зарождения избыточных фаз на дислокациях и субграницах.

40. Увеличение размера рекристаллизованного зерна мо­жет существенно уменьшить критическую скорость охлаж­дения при закалке. Например, с увеличением размера зер­на дуралюмина Д16 с 15 до 50 мкм в 1,5 раза уменьшилась

41. ^кр-

42. При закалке в воде возникают большие остаточные на­пряжения и коробление изделий. Поэтому там, где это воз­можно, скорость охлаждения уменьшают, используя за­калку в подогретой и кипящей воде. В последнее время для закалки алюминиевых сплавов стали применять в качест­ве более мягкой закалочной среды водные растворы поли­меров. Некоторые жаропрочные аустенитные стали зака­ливают в масле.

43. Глава IX

44. Закалка с полиморфным превращением

45. Закалка с полиморфным превращением — это термическая обработка металла или сплава, при которой главным явля­ется мартенситное превращение высокотемпературной фа­зы. Поэтому такую термообработку обычно называют за­калкой на мартенсит. Эта закалка в принципе применима к любым металлам и сплавам, в которых при охлаждении перестраивается кристаллическая решетка.

46. § 32. Особенности мартенснтного превращения в углеродистых сталях

47. Мартенситное превращение было открыто при изучении закалки сталей. Ниже кратко рассмотрены наиболее харак­терные особенности мартенснтного превращения в углеро­

48. дистых сталях, которые более наглядно предстают при сравнении с перлитным превращением.

1. Мартенситное превращение протекает при быстром”! охлаждении углеродистой стали с температур выше А1, J например в воде, когда подавлен диффузионный распад j аустенита на смесь двух фаз (феррита и карбида), резко ^! отличающихся по составу от исходного аустенита. Концент­рация углерода в мартенсите такая же, как и в исходном аустените. Следовательно, в отличие от перлитного превра­щения мартенситное превращение ■— бездиффузионное.

2. П

   Рис. 110. С-диаграмма с мартенситны- ми точками для стали с 0,8 % С:

   устойчивый,

   - переохлажден-

   ревращение аустени-

5. т

   $

   ЛГ_рт — мартенсит; карбид

   Ф — феррит; К -

   а в мартенсит при охлаж­дении начинается с опреде­ленной для каждой марки стали температуры М„ или

6. 5. 

   6. Содержание, % (по пассе)

   7. Рис. 111. Зависимость темпера­тур начала (Л4_Н) и конца мартенснтного превращения от содержания углерода в систе­ме Fe—С

7. M

   буквы слов «начало мартенснтного превра- охлаждения в очень ши-

   _s (в индексе стоят первые start»). Температура начала щения не зависит от скорости роком диапазоне скоростей, в то время как температур ра начала перлитного превращения снижается с рос­том скорости охлаждения (см. § 24). В отличие от пер­литного мартенситное превращение невозможно подавить' даже при самых больших достигнутых скоростях охлажде­ния. Мартенситообразование происходит в определенном интервале температур между верхней мартенситной точ­кой М„ и нижней мартенситной точкой, обозначаемой М_к или М[ (в индексе стоят первые буквы слов «конец—fi­nish»). На С-диаграмме превращений переохлажденного

8. аустенита при температурах М_н и М_и проходят горизонта­ли (рис. 110), указывающие на начало и конец мартенсит- ного превращения. Зависимость температур начала и кон­ца мартенснтного превращения от содержания углерода показана на рис. 111. „ —

3. При температуре М_н превращение только начинается, появляются первые кристаллы мартенсита. Чтобы мар­тенситное превращение развивалось, необходимо непрерыв- j но охлаждать углеродистую сталь в мартенситном интер­вале М_н — М_и. Если охлаждение приостановить и выдер-- живать углеродистую сталь при постоянной температуре внутри этого интервала, то образование мартенсита почти сразу же прекращается. Эта особенность наиболее яркег отличает кинетику мартенснтного превращения от перлит­ного, которое, как показывает С-диаграмма, всегда дохо­дит до конца при постоянной температуре ниже точки Л_ь т. е. оканчивается полным исчезновением аустенита, если время изотермической выдержки достаточно велико. Пос'-"^ ле мартенснтного превращения даже при охлаждении стадц \ практически «мгновенно», образуется некоторое количество,^* остаточного аустенита.

4. В отличие от перлитного мартенситное превращение \ в углеродистой стали не имеет инкубационного периода Длина горизонтали М_н на рис. 110 никакого физического смысла как отрезок времени, в течение которого идет мар­тенситное превращение, не имеет. Горизонталь М_н соот­ветствует температуре, ниже которой чрезвычайно быстро, практически «мгновенно», образуется некоторое количество мартенсита.

5. Мартенсит образуется в форме пластин, растущих с

5. громадной скоростью (порядка 1 км/с) при любых тем­пературах, в том числе и ниже 0°С. После «мгновенного» образования мартенситная пластина не растет. Количество ¹ мартенсита при охлаждении ниже точки Л1„ увеличивается , не вследствие подрастания уже образовавшихся пластин, а в результате «мгновенного» возникновения все новых и новых пластин. Эта особенность также резко отличает мар­тенситное превращение от перлитного. В процессе развИ^ тия перлитного превращения не только образуются новые, но и растут ранее образовавшиеся колонии (см. рис. 81). /

6. Между решетками кристаллов мартенсита и исхоД^ч ного 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 эв-

5. тектоидную смесь, могут быть и произвольно ориентирова­ны по отношению к решетке исходного аустенитного зерна. /

7. При мартенситном превращении в углеродистых ста-) лях на плоской полированной поверхности образца образу- . j ется характерный рельеф, свидетельствующий об измене­нии формы превращенного объема аустенита. При перлит-^ ном превращении такой рельеф не возникает. Характер­ный рельеф на исходной плоской поверхности образца мо­жет служить главным внешним признаком мартенснтного превращения в стали.

5. Мартенситное превращение, открытое при изучении закалки углеродистых и легированных сталей, как выясни­лось впоследствии, 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 со- ,

Раздел 14

D = Ae- W, (2) 20

чН 36

9 m 68

179 § 12. Изменение свойств металла при дорекристаллизациоином и рекристаллизационном отжиге 91

256 § 13. Анизотропия свойств отожженного металла 102

юз 104

343 § 16. Уменьшение остаточных напряжений при отжиге 115

392 Раздел 121

393 второй ОТЖИГ ВТОРОГО РОДА 121

466 J = Аё ^Л6»ф^/И в ^^кт . (25) 128

(11 1)а II (Ю1)м и [lTo]_A || [ПТ]_М. 243

d. — Av~ⁿ, (34) 307

где Лии — константы, мало различающиеся у разных сплавов на одной основе. Это позволяет использовать формулу (34) для оценки скорости охлаждения при кристаллизации тонких слоев расплава по измеренным значениям d. 308

четвертый 313

СТАРЕНИЕ И ОТПУСК 313

Раздел пятый 417

ОБРАБОТКА 417

Раздел 449

Ш. 449

Ниже на примере этих систем рассмотрены основные закономерности мартенситных превращений.

§ 33. Термодинамика мартенситных превращений

Начнем термодиначеский анализ с простейшего случая (рис. 112)—система характеризуется полиморфизмом твердого раствора и отсутствием трехфазных равновесий (эвтектоидных, перитектаидных). При достаточно медлен­ном охлаждении сплава С₀ (рис. 112, а) в интевале темпе­ратур от точки 1 до точки 2 протекает полиморфное пре- i

вращение р_у_₂,-»-а_г_₂. ч. ■'

При любой температуре а- и р- растворы на базе моди- Ь

фикаций компонента А характеризуются своими кривыми энергия Гиббса — состав (рис. 112,6). При температуре Т’о кривая энергии Гиббса p-фазы расположена ниже соот­ветствующей кривой a-фазы, т. е. p-раствор при любой его концентрации стабильнее а-раствора (Gp<G_a). Кривые ‘

G₀ и Gp сходятся в точке равновесия двух модификаций • i

чистого компонента А (см. соответствующую температуру То на рис. 59). 1

С понижением температуры до Т_ь Т₂ и Т₃ энергия Гиб­бса а- и |3-фаз возрастает, причем так, что кривые G_a и Gp пересекаются. Общая касательная к двум кривым энергии Гиббса определяет концентрации фаз, находящихся в рав­новесии при данной температуре (см. § 20). Например, ка­сательная ab на рис. 112, б характеризует равновесие а- фазы состава а' и p-фазы состава Ь' при температуре Т* (см. рис. 112, а).

4%

Рис. 112. Участок диаграммы состояния системы с полимор­физмом твердого раствора (а) и кривые энергия Гиббса— состав для а- и ft-фаз при разных температурах (б):

ГфТф— линия температур равенства энергий Гиббса а- и ft-фаз одинакового состава

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

Сопоставим при разных температурах значения энергии Гиббса а- и p-фаз одинакового состава, отвечающего со­ставу сплава С₀.

При температуре 7\Gp<G_a (точки d и / на рис. 112, б), при Т₂ Gp=G_a (точка g) и при Т₃ G_p>G_a (точки m и л). Следовательно, энергия Гиббса исходной p-фазы при охлаждении возрастает интенсивнее, чем энергия Гиббса a-фазы того же состава, и ниже некоторой температуры (Т₂ для сплава С₀) фазы меняются местами по величине энергии Гиббса: исходная фаза обладает большей энерги­ей Гиббса, чем новая. Кривые температурной зависимости энергии Гиббса двух модификаций твердого раствора оди­накового состава идут, пересекаясь, аналогично соответст­вующим кривым двух модификаций чистого компонента (см. рис. 59). Принципиальное различие состоит в том, что в случае чистого металла точка пересечения кривых энер­гии Гиббса отвечает температуре стабильного равновесия двух его модификаций, а в случае сплава — температуре метастабильного равновесия переохлажденного р-раствора с метастабильным a-раствором того же состава. Если бы успело произойти диффузионное перераспределение ком­понентов, то при рассматриваемой температуре метаста­бильного равновесия Т₂ в сплаве С₀ образовалась бы рав­новесная смесь фаз разного состава а_а. + Р₆-.

Для любого сплава рассматриваемой системы можно указанным способом отметить на диаграмме состояния температуру равенства энергий Гиббса метастабильных а- н p-фаз одинакового состава. Геометрическим местом то­чек таких температур является линия Т_оТ'₀ на рис. 112, а.

В любом сплаве при переохлаждении исходной р-фазы до температур ниже линии Т₀Т'_и ее энергия Гиббса стано­вится больше, чем у сс-фазы того же состава, т. е. появля­ется термодинамический стимул AG = Gp—G_a полиморф­ного превращения без изменения состава. Например,

в сплаве С₀ при превращении p-фазы состава Со в а-фазу того же состава этот стимул («движущая сила» превраще­ния) при температуре Т₃ равен отрезку пгп.

Превращения без перераспределения компонентов, на­зываемые бездиффузионными ^I или безызбирательными, возможны и при кристаллизации жидких растворов. Но если при кристаллизации металлического расплава обыч­но трудно достичь таких переохлаждений, которые бы обе­спечили прохождение бездиффузионной кристаллизации жидкого раствора, то в твердом состоянии из-за гораздо меньшей диффузионной подвижности атомов очень часто достигаются переохлаждения ниже линии TYTq, когда ста­новится термодинамически возможным полностью бездиф- фузионное полиморфное превращение твердого раствора. Кинетически такое превращение в условиях низкой под­вижности атомов возможно, так как оно совершается пу­тем особого, мартенснтного механизма перестройки решет­ки (см. §34). Образующаяся при этом фаза называется мартенситом.

При бездиффузионном мартенситном и при диффузион­ном «нормальном» превращении в сплаве Со образуется фаза, которая при комнатной температуре является нена­сыщенным твердым раствором компонента В в низкотем­пературной модификации компонента А (а-раствор насы­щен в точке г).

В более легированном сплаве состава С’₀ (см. рис. 112, а) в результате бездиффузионного превращения обра­зуется мартенситная a-фаза, которая при комнатной тем­пературе является пересыщенным твердым раствором ком­понента В в низкотемпературной модификации компонента А, так как в этом сплаве состав мартенсита (Сд) нахо­дится правее точки насыщения a-фазы в равновесных условиях (г). Следовательно, мартенсит в сплавах может', быть и пересыщенным, и ненасыщенным твердым раство- j ром легирующего элемента в низкотемпературной модифи- i нации базового компонента.

Рассмотрим теперь на примере сплавов Fe—С прев щения в системе эвтектоидного типа.

Распад аустенита на феррнто-карбидную смесь — это связанный с перераспределением углерода диффузионный процесс с перемещением атомов на расстояния, намного превышающие период решетки аустенита.

При быстром охлаждении углеродистой стали (закалка в воде — сотни градусов в секунду) аустенит успевает сильно переохладиться, не претерпев диффузионного рас-

пада на смесь двух фаз. Но аустенит не может полностью сохраниться при любом сколь угодно быстром охлаждении до комнатной температуры, так как в углеродистой стали его энергия Гиббса начиная с некоторой температуры То, оказывается выше энергии Гиббса пересыщенного твердо­го раствора углерода в a-железе (мартенсита), имеющего состав, одинаковый с составом исходного аустенита, и от­личающегося от него типом кристаллической решетки.

Мартенсит — метастабильная фаза; она отсутствует на диаграмме состояния Ее-—С (см. рис. 74), так как в рав­новесных условиях, когда система обладает абсолютным минимумом энергии Гиббса, структура сталей ниже точки А\ (727°С) состоит из смеси двух стабильных фаз — фер­рита и цементита. Мартенсит при любых температурах обладает большей энергией Гиббса, чем эта смесь, но ниже температуры Т₀ он отличается меньшей энергией Гиббса, чем переохлажденный аустенит. Когда в условиях боль­шого переохлаждения не может произойти диффузионный распад аустенита на феррито-карбидную смесь, приводя­щий систему к абсолютному минимуму энергии Гиббса, то аустенит бездиффузионным способом превращается в мар­тенсит, что приводит систему к относительному минимуму энергии Гиббса. У аустенита гранецентрированная куби­ческая решетка у-железа, а у мартенсита — тетрагональ­ная, близкая к объемноцентрированной кубической решет­ке сс-железа. Ниже точки А\ решетка v-железа стабильно существовать не может. При больших переохлаждениях в условиях малой подвижности атомов полиморфное у-+а- превращение происходит, но углерод не успевает выде­литься из раствора в виде карбидной фазы.

В a-железе прн комнатной температуре равновесная растворимость углерода ничтожна (см. рис. 74). Поэтому мартенсит, образующийся в результате бездиффузионного полиморфного превращения аустенита в углеродистой ста­ли, всегда является пересыщенным раствором внедрения углерода в а-железе. Чем больше углерода в исходном аустените, тем больше его и в мартенсите. С увеличением пересыщенности мартенсита углеродом растет тетраго­нальное искажение его решетки: отношение осей с/а= = 1+0,046р, где р — концентрация углерода, °/о (по мас­се). У чистого a-железа с/а= 1 (кубическая решетка), а у мартенсита, содержащего 2% углерода, с/а= 1,09 (при­рода тетрагонального искажения решетки мартенсита объ­яснена в § 34).

В системе с эвтектоидным превращением на диаграмму

состояния можно нанести линию температур равенства энергий Гиббса двух модификаций твердого раствора. Ли­ния То на рис. 113 указывает температуры метастабильно- го равновесия переохлажденного аустенита и мартенсита, имеющих одинаковую концентрацию углерода. Каждая точка на линии Т₀ отвечает для стали данного состава пе­ресечению температурных кривых энергии Гиббса аусте-

»- Температура

Р ис. 113. Зависимости температуры ра- Рис. 114. Зависимость энергий Гиббса

венства энергии Гиббса аустенита и аустенита (Of) и мартенсита

мартенсита одинакового состава (То) _от температуры

и температуры М_н от содержания уг­лерода в системе Fe—С

нита и мартенсита (рис. 114). Из-за того, что химический состав двух твердых растворов одинаков, двухкомпонент­ная система Fe — С ведет себя как однокомпонентная (сравните рис. 114 и 59).

1. Температура начала мартенснтного превращения

Мартенситное превращение не может начинаться при лю­бом сколь угодно малом переохлаждении относительно температуры То- Здесь существует аналогия с полиморф­ным превращением в однокомпонентной системе (см. § 17). Образование кристалла мартенсита связано не толь­ко с понижением объемной энергии Гиббса (Дб₀б на рис. 114), но и с появлением поверхностной (межфазной) энер­гии (AGno_B) и, что особенно важно, энергии упругой де­формации (AGynp), препятствующих превращению. Энер­гия упругой деформации возникает, во-первых, из-за из­менения удельного объема при фазовом превращении (при

•у—^сг-превращении в сплавах на основе железа удельный объем возрастает на 2—3 %), и, во-вторых, из-за когерент­ности решеток мартенсита и исходной фазы (об этом под­робнее см. в § 34).

Результирующее уменьшение энергии Гиббса системы AG =—AG₀6-l-ACnoB+AGynp. Для начала мартенснтного превращения необходимо настолько переохладить аустенит ниже температуры метастабильного равновесия его с мар­тенситом, чтобы термодинамический стимул превращения (AGoe) достиг необходимой величины. Поэтому темпера­тура начала мартенснтного превращения (мартенситная точка Ми) всегда находится ниже температуры Т₀■ В си­стеме Fe — С разность температур Т₀— М_н~ 200-Ь-250 К (см. рис. 113).

Температура М_п может служить характеристикой спла­ва определенного состава (прн данном режиме предвари­тельной обработки). Горизонталь при температуре М„ на рис. ПО указывает, что мартенситное превращение в дан­ной стали начинается при одной и той же температуре не­зависимо от скорости охлаждения.

Состав сплава обычно сильно влияет на температуру начала мартенснтного превращения. С повышением содер- 1 жания углерода в стали точка М_к сильно снижается: в^ ■сталях, содержащих менее 1 % С, она находится выше 200°С, а при содержании углерода около 2% близка к комнатной температуре (см. рис. 111).

Содержание углерода в стали и в аустените не всегда одинаковое, так как углерод входит в состав карбидов. Карбиды, сосуществующие с аустенитом, сами по себе не влияют на точку М_н. При повышении температуры закалкиП когда карбиды растворяются в аустените и концентрация углерода в нем возрастает, точка М_н снижается. -Д

Изменение состава влияет на температуру начала мар- тенситного превращения, так как меняется температура То, а также степень переохлаждения Т₀ — М_н. В частнос­ти, добавки, увеличивающие модуль упругости матрицы (аустенита), затрудняют образование мартенсита: AG_yu_P растет и соответственно степень переохлаждения То — М_н увеличивается.

2. Обратимость мартенситного превращения

Из схемы на рис. 114 вытекает, что сплав, закаленный на мартенсит, при нагреве до температур выше Т₀ может пре­терпеть обратное мартенсито-аустенитное превращение,

когда будет достигнута определенная степень перегрева и определенная движущая сила превращения AG. По анало­гии с точкой М„ температуру начала бездиффузионного образования аустенита обозначают А_н (рис. 114 и 115).

О

Рис. 115. Зависимость температур на­чала мартенснтного превращения при? охлаждении (Л7_Н\ обратного мартен- ситного превращения прн нагревании; (/4_Н) и расчетной температуры равен­ства энергии Гиббса аустенита и мар­тенсита Т₀='12(М_п+А_н) от содержания; никеля в системе Fe—Ni (по данным; Кауфмана и Коэиа):

В углеродистых сталях обратное мартенситное пре­вращение не было обнару­жено, что можно объяснить высокой подвижностью ато­мов углерода в растворе внедрения: прн нагреве диф­фузионный распад мартен­сита (отпуск) проходит раньше, чем достигается температура А_и.

О

пунктирные линии — границы а- и v~ областей на диаграмме стабильных; равновесий

главные признаки прямого. Скорость нагрева мало влияет на точку А„. Превращение начинаясь прн одной температуре (Л_н) заканчивается при более высокой тем­пературе (Л_к). Например, в сплаве Fe — 32,5% Ni темпе­ратура Л„=300-=-310°С, а /1_К=400-М10°С. При обратном мартенситном превращении наблюдается рельеф на поли­рованной поверхности образца, причем иногда он воспро­изводит рельеф прямого превращения. Кристаллы при обратном превращении, как и прн прямом, образуются чрезвычайно быстро.

Разница между температурами Л„ и М_н (температур­ный гистерезис) может составлять как несколько граду­

сов, так и сотни градусов. Большой гистерезис обусловлен высокой энергией упругой деформации матрицы (Дб_упр), препятствующей образованию в ней кристаллов новой фазы.

§ 34. Механизм мартенснтного превращения

1. Сдвиговый (мартенситный) и нормальный механизмы перестройки решетки

Изучение мартенситных превращений привело к представ­лению о том, что в зависимости от условий могут реализо­ваться два механизма перестройки решетки —- сдвиговый {мартенситный) и так называемый «нормальный».

Нормальное превращение. При нормальном по­лиморфном превращении кристаллы новой фазы растут пу­тем неупорядоченных, взаимно не связанных переходов атомов через границу. Отрываясь в результате термичес­кой активации от решетки .исходной фазы, например у-же- леза, атомы поодиночке (или небольшими группами) при­соединяются к решетке новой фазы, например а-железа, и в результате граница кристалла а мигрирует в сторону кристалла у. новая фаза «поедает» материнскую фазу. Та­кое независимое одно от другого неупорядоченное переме­щение атомов через границу раздела фаз похоже на само- диффузионный процесс роста кристаллов при первичной рекристаллизации и отличается от него лишь происхожде­нием термодинамического стимула. В случае первичной рекристаллизации разность энергий Гиббса исходных и новых зерен является следствием большей дефектности строения исходных (деформированных) зерен той же фа­зы, а при полиморфном превращении металла термодина­мическим стимулом является разность энергий Гиббса двух фаз с разной кристаллической решеткой. Как и ре­кристаллизация, неупорядоченная перестройка решетки (нормальное превращение) может идти только при высо­ких температурах.

Сдвиговое (мартенситное) превращение. Механизм перестройки решетки при мартенситном превра­щении описан в классических работах Г. В. Курдюмова.

«Сдвиговый (мартенситный) механизм фазового превраще­ния отличается упорядоченным, кооперативным, взаимо­связанным характером перемещений атомов на расстоя­ния меньше межатомных без обмена атомов местами так, что соседи любого атома в исходной фазе остаются его со­седями в новой, мартенситной фазе. В этом состоит глав-

ная особенность сдвиговой перестройки решетки, позволя­ющая понять многие характерные черты мартенситных превращений, прежде всего когерентность на границе ра­стущего мартенснтного кристалла.

Действительно, если при превращении соседи любого атома в исходной фазе остаются его же соседями в новой фазе, на границе фаз окружение из старых соседей вокруг каждого атома также должно сохраняться, т.е. граница ) должна быть когерентной (см. рис. 64).

Когерентность, упругое сопряжение двух решеток на > границе мартенсита и исходной фазы обусловливают воз- можность чрезвычайно быстрого движения границы в сторону матрицы даже при очень низких температурах, так как для такого «скользящего» движения не требуется диффузии с миграцией атомов на расстояния, превышаю­щие межатомные. На границе происходит лишь коопера-, тивное перемещение атомов на расстояния меньше меж­атомного, результатом которого и является перемещение самой границы в сторону исходной фазы, т. е. рост мар- тенситного кристалла,-

С ростом мартенснтного кристалла на когерентной гра­нице накапливается упругая деформация, пока, наконец, не достигается предел текучести и наступает разрядка уп­ругих напряжений вследствие нарушения когерентности. Теперь уже, когда на границе кристалла мартенсита с материнской фазой возникает неупорядоченное располо­жение атомов, «скользящее» движение границы становит-' ся невозможным и быстрый рост кристалла по мартенсит-' ному механизму прекращается. Дальнейший рост кристал­ла мартенсита возможен только путем неупорядоченного ¹ перехода атомов через границу, а так как мартенситное превращение протекает в области температур, где само-! диффузия идет крайне медленно, то и подрастание мартен-¹ ситного кристалла после разрыва когерентности может, практически не наблюдаться.

Таким образом, рассмотренный механизм сдвиговой перестройки решетки объясняет две важные особенности мартенснтного превращения: громадную скорость роста кристаллов мартенсита в условиях малой подвижности атомов (вплоть до температур, близких к абсолютному нулю) и быстрое прекращение их роста.

Кооперативное, одинаково направленное перемеще­ние атомов при сдвиговом превращении вызывает макро­скопическое изменение формы превращенного объема, а в месте выхода мартенснтного кристалла на открытую по-

верхность исходной фазы — наклон соответствующего уча­стка поверхности. Этим объясняется обязательное образо­вание характерного рельефа при мартенситном превраще­нии на исходной плоской поверхности образца.

Для полиморфного превращения твердых растворов по мартенситному механизму характерна еще одна важная особенность — отсутствие диффузионного перераспреде­ления компонентов. Действительно, если атомы во время превращения не обмениваются местами и каждый атом не меняет своего окружения, то концентрация образующегося твердого раствора должна быть в точности такой же, как и в исходной фазе (например, концентрация углерода в мартенсите такая же, как и в аустените).

Отсутствие диффузионного перераспределения атомов разного сорта само по себе не является определяющим признаком мартенснтного превращения. Во-первых, в чис­том металле, например железе, состоящем из атомов од­ного сорта, при полиморфном превращении вообще не мо­жет быть речи о таком перераспределении. В то же время и в чистом металле в определенных условиях проходит мартенситное полиморфное превращение, отличающееся, от нормального превращения в том же металле. Во-вторых, в сплавах возможно образование новой фазы того же состава, что и исходная, путем нормальной перестройки решетки. Такое превращение называют мас­сивным ^I.

]' Массивное превращение, являющееся разновид- ! ностью нормального, происходит вследствие перемещения j некогерентной межфазной границы в сторону исходной J фазы в результате неупорядоченных переходов атомов на | короткие расстояния в районе этой границы. Диффузии на 'дальние расстояния, необходимой для диффузионного пе­рераспределения компонентов, здесь не требуется, в связи с чем скорость роста массивной фазы сравнительно боль­шая (достигает значений около 1 см/с)* и превращение может успеть произойти даже в период закалочного ох­лаждения.

Г Массивные кристаллы (в отличие от тонких мартенсит­ных пластин) имеют искривленные границы неправильной формы.

Массивное превращение происходит в граничных твер­дых растворах на базе металла [например, в сплавах Fe — Ni, содержащих до 6 % (ат.) Ni] и в промежуточных фа­зах [например, (3-^-а-превращение в латуни с 37—38 % (ат.) Zn].

Если p-фаза в сплавах системы на рис. 112 переохлаж­дена до температур ниже линии Т₀г (границы а-области), но выше линии температур начала мартенснтного превра­щения М„ (не показанной на рис. 112), то становится воз­можным нормальное превращение р->а без диффузионного перераспределения компонентов, т. е. массивное превра­щение. При переохлаждении p-фазы до температур двух­фазной области ниже линии 7^, но выше линии Т₀г (и одновременно выше температур М_н) в принципе возможны два типа нормальных превращений: массивное и с диффу­зионным перераспределением компонентов в соответствии с положением линий фазового равновесия на диаграмме состояния. В этом случае массивное превращение вероят­нее встретить при температурах ближе к линии Т₀г.

Нормальные полиморфные превращения в чистых ме­таллах по существу также являются массивными, хотя ис­пользование этого понятия для чистых металлов не имеет особых преимуществ, так как других нормальных превра­щений в чистых металлах нет.

Мартенситное превращение часто называют бездиффу- зионным. Этот термин следует понимать не как отсутствие диффузионного перераспределения компонентов, что свой­ственно и нормальному массивному превращению в спла­вах, а как отсутствие неупорядоченных оеремещений ато­мов, характерных для самодиффузии.

2. Термоупругое равновесие фаз

Представление о когерентном росте позволило Г. В. Кур- дюмову предсказать явление термоупругого равновесия кристаллов мартенсита и исходной фазы, позднее обнару­женное в алюминиевых бронзах, латунях и других спла­вах. Сущность этого явления состоит в следующем.

При когерентном росте кристалла мартенсита результи­рующее изменение энергии Гиббса АG =—АС₀б + АО_Пов + + AGynp. Накопление энергии упругой деформации решет­ки может привести к тому, что рост кристалла мартенсита при понижении температуры прекращается еще до разры­ва когерентности: увеличение составляющей AG_ynp идет быстрее, чем увеличение «движущей силы» AG₀6, и резуль­тирующая «движущая сила» превращения AG становится равной нулю. Тогда устанавливается термоупругое равно­весие между мартенситом и матрицей. Это равновесие сме­щается в ту или иную сторону с изменением температуры: при понижении температуры AG₀б возрастает и кристалл растет, пока не установится новое термоупругое равнове­сие (или не нарушится когерентность), а при повышении температуры AG₀б уменьшается и кристалл будет сокра­щаться в размерах (если при охлаждении граница не пре­вратилась в некогерентную).

Межфазные границы при повышении температуры пе­ремещаются по путям, обратным тем, которые они прохо­дили при охлаждении. Важно подчеркнуть, что в случае термоупругого равновесия обратное мартенситное превра­щение начинается не выше Го (см. рис. 114), а ниже тем­пературы начала прямого мартенснтного превращения, т. е. А_Н<М_К.

Основные условия реализации термоупругого равнове­сия: 1) накопление большой упругой энергии, которая мо­жет скомпенсировать рост AG₀б при охлаждении и реали­зоваться в виде движущей силы обратного мартенснтного превращения при нагреве; 2) отсутствие релаксационных процессов, которые могут нарушить когерентность на меж­фазной границе и термоупругое равновесие. Если когерент­ность полностью нарушается, то обратное мартенситное превращение сможет начаться только при перегреве мар­тенсита выше Го (Л„>Г₀).

Обнаружение «термоупругих» кристаллов мартенсита служило блестящим подтверждением правильности пред­ставлений о когерентности на границе мартенсита с исход­ной фазой и о ведущей роли соотношения AG„₆ и AG_ynp в термодинамике мартенситных превращений. Позднее ока­залось, что термоупругое равновесие представляет очень большой практический интерес в связи с разработкой спла­вов, способных «запоминать» форму (см. ниже §37).

3. Условии реализации нормального и мартенснтного превращений

Основные условия, необходимые для проявления того или иного механизма превращения высокотемпературной мо­дификации в низкотемпературную, проанализированы Г. В. Курдюмовым.

Если температура стабильного равновесия двух моди­фикаций чистого металла достаточно высока (например, 911°С у железа, 882,5 °С у титана, 865 °С у циркония и 660°С у урана), то могут реализоваться оба механизма перестройки решетки. При сравнительно малых переох­лаждениях, когда подвижность атомов достаточно высока, идет нормальное полиморфное превращение с неупорядо­ченной перестройкой решетки. Мартенситное превращение при малых переохлаждениях идти не может и поэтому не составляет конкуренции нормальному превращению. Объ­ясняется это тем, что при неупорядоченной перестройке решетки упругая деформация кристаллов исходной фазы обусловлена только изменением удельного объема, а при мартенситном превращении — также и когерентностью ре­шеток исходной фазы и мартенснтного кристалла. Боль­шая величина AG_ynp при мартенситном превращении тре­бует большого термодинамического стимула (AG₀б) для развития превращения и, следовательно, большего пере­охлаждения высокотемпературной модификации, чем это необходимо для развития нормального превращения.

С ростом степени переохлаждения скорость неупорядо­ченной перестройки решетки возрастает, достигает макси­мума и затем падает в соответствии с С-кривой (см. рис. 71). При сравнительно больших переохлаждениях, когда разность энергий Гиббса двух модификаций становится достаточной, чтобы шло мартенситное превращение, оно происходит намного раньше, чем успеет начаться очень вялое при низкой температуре нормальное превращение Например, у чистого железа (при содержании 0,0015 % С) температура М_и равна 750 °С, что соответствует степе­ни переохлаждения около 160 °С. При переохлаждении у- железа до температур, находящихся в интервале 911— 750 °С, протекает нормальное -у-их-превращение, а ниже 750 °С — мартенситное ^-^a-превращение.

У металлов с высокой температурой равновесия моди­фикаций не всегда легко получить такие большие степени переохлаждения, которые необходимы для начала мартен- ситного превращения. Так, например, для реализации мар- тенситного механизма полиморфного превращения в желе­зе образцы следует сильно перегревать в ^-области и очень быстро охлаждать, чтобы подавить развитие нормального превращения при меньших степенях переохлаждения.

Если у чистого металла температура равновесия двух модификаций сравнительно низкая (например, 400 °С у кобальта и —196°С у лития), то из-за малой подвижности атомов реализуется только мартенситное превращение, а неупорядоченная перестройка решетки вообще не наблю­дается.

Из всего изложенного следует, что определение «нор­мальное» превращение — полностью условное, так как мартенситное превращение является не менее обычным для фазовых переходов в твердом состоянии.

В твердых растворах на базе полиморфных металлов реализация того или иного механизма превращения зави­сит от того, как легирующий элемент изменяет температу­ру равновесия двух модификаций. Например, при легиро­вании железа никелем и марганцем можно так сильно по­низить температуру равновесия двух фаз, что нормальное 'у-ж-превращение становится невозможным и наблюдает­ся только мартенситная перестройка решетки.

Противоположный случай — легирование кобальта эле­ментами, которые так повышают температуру равновесия двух модификаций, что, кроме мартенснтного превращения, идущего при достаточно большом переохладении, стано­вится возможным и нормальное превращение (при малых степенях переохлаждения).

*

3. Кристаллогеометрия превращения аустенита в мартенсит

Для понимания строения мартенсита в сталях необходимо знать кристаллогеометрию перестройки г. ц. к. решетки аустенита в объемноцентрированную тетрагональную ре­шетку мартенсита, близкую к о. ц. к. решетке а-железа. Следующее простое изменение формы элементарной ячей­ки аустенита, известное в литературе как деформация ^ Бейна, позволяет составить представление о характере ! кристаллогеометрии мартенснтного превращения в стали,/^I (рис. 116).

На рис. 116, а показаны две соседние кубические эле­ментарные ячейки г. ц. к. решетки аустенита. Атомы же- j леза, отмеченные кружками, расположены в вершинах ку­бов и центрах их граней. Атомы углерода, растворенного в у-железе по способу внедрения, статистически равномерно занимают часть октаэдрических пустот г. ц. к. решетки¹. Октаэдрические пустоты, помеченные крестиками, нахо­дятся на серединах ребер и в центре объемов кубических ячеек (рис. 116, а). Все эти пустоты структурно эквива­лентны, неразличимы. ^

В г. ц. к. решетке аустенита можно мысленно выделить не только кубическую, но и тетрагональную элементарную ячейку (на рис. 116, а она показана жирными линиями).

В этой тетрагональной ячейке аустенита отношение перио­дов с/а= 1^Л2, в то время как у решетки мартенсита экс­периментально установленная степень тетрагональное™ (с/а) <1,09. Деформация Бейна, простейшим способом превращающая решетку аустенита (см. рис. 116, а) в ре­шетку мартенсита (рис. 116,6), состоит в сжатии тетраго­нальной ячейки аустенита вдоль ее оси с и одновременном увеличении размеров вдоль осей а.

В г. ц. к. решетке аустенита атомы углерода статисти­чески равномерно распределены по октаэдрическим пусто-

Рис. 116. Деформация Бейна, превращающая решетку аустенита (с) в решетку мартенсита (б)

там вдоль направлений трех ребер куба [100], [010] и [001] (см. крестики на рис. 116.а). Но в той же самой решетке аустенита атомы углерода избирательно расположены по отношению к направлениям ребер тетрагональной ячейки: они находятся только на середине ребер вдоль оси [001] и в- центре горизонтальных граней тетрагональной ячейки, т. е: тоже вдоль направления [001]. По окончании превра- : ще«ия внедренные атомы углерода продолжают распола­гаться в решетке мартенсита в октаэдрических пустотах I только вдоль направления [001], не занимая пустот в на­правлениях [100] и [010] (см. рис. 116,6). Находясь между атомами железа в рядах, параллельных оси [001], атомы , углерода не позволяют деформации Бейна превратить ^! г. ц. к. решетку в о. ц. к. с отношением периодов, равным единице. Степень тетрагонального искажения решетки мартенсита с/а растет прямо пропорционально концентра­ции в нем углерода.

Подвижность атомов углерода даже при комнатной тем­пературе достаточна, чтобы по окончании превращения

они смогли перераспределиться и занять ближайшие сво­бодные октаэдрические пустоты вдоль направлений [100] и [010] с одновременным исчезновением тетрагональности. Для этого достаточно диффузионых перемещений на очень малые расстояния — в пределах одной элементарной ячей­ки. Однако в действительности решетка мартенсита со­храняет тетрагональность при комнатной температуре. Теоретический анализ показал, что между атомами угле­рода в мартенсите стали существует такое деформацион­ное взаимодействие, которое делает термодинамически вы­годным их упорядоченное распределение с предпочтитель­ным расположением вдоль одной из кристаллографических осей. Таким образом, тетрагональное искажение решетки мартенсита отвечает минимуму энергии Гиббса благодаря минимизации энергии упругой деформации решетки, свя­занной с внедренными атомами углерода, при их упорядо­ченном расположении. ^

С повышением температуры дальний порядок в распо-⁴ ложении атомов углерода должен был бы исчезнуть. Но этому препятствует упруго-напряженное состояние крис­талла мартенсита в матрице остаточного аустенита. Бла­годаря ему дальний порядок в пересыщенном твердом ра­створе углерода в a-железе (мартенсите) сохраняется при всех температурах, при которых мартенсит еще не пре­терпевает распада.

Важную роль в развитии представлений о механизме мартенснтного превращения сыграло установление рент­геновским методом ориентационных соотношений решеток исходной и мартенситной фаз. Для сплавов железа извест­ны три главных ориентационных соотношения решеток аустенита и мартенсита: Курдюмова — Закса, Нишиямы и Гренингера — Трояно.

Ориентационное соотношение Курдюмова — Закса (при­мер— углеродистые стали с 0,5—1,4% С) можно запи­сать в следующей форме: •

(11 1)а II (Ю1)м и [lTo]_A || [ПТ]_М.

Такого рода взаимная ориентация решеток легко объ­яснима: плоскость плотнейшей упаковки {111} в г. ц. к. ре­шетке наиболее близка по атомному строению к плоскости плотнейшей упаковки {110} в о. ц. к. решетке, а-направле­ние плотнейшей упаковки <110> в г. ц. к. решетке наибо­лее близко по атомному строению к направлению плотней­шей упаковки < 111 > в о. ц. к. решетке. Подобная взаим­ная ориентация решеток наиболее полно удовлетворяет

принципу структурного соответствия. Так как в г. ц. к. ре­шетке аустенита имеются четыре кристаллографически эк­вивалентные плоскости типа {111}, а именно (111), (111), (111), (111), и шесть кристаллографически эквивалентных направлений типа <110>, то относительно одного поло­жения кристалла аустенита возможны 24 ориентации крис­таллов мартенсита, удовлетворяющие соотношению Кур­дюмова — Закса.

Ориентационное соотношение Нишиямы (пример — сплавы железа с 27—34 % Ni) можно записать в форме

(111_Л II (101)„ и [121]_л || [1013м-

Соотношение Гренингера — Трояно (пример — сплав Fe—22 % Ni — 0,8 °/о С) является промежуточным между соотношениями Курдюмова — Закса и Нишиямы.

Деформация Бейна, наглядно пояснившая, как с по­мощью кратчайших атомных смещений г. ц. к. решетка аус­тенита может превратиться в объемноцентрированную тет­рагональную решетку мартенсита, одна не в состоянии при­вести, например, к 24 ориентациям Курдюмова — Закса, так как ребра элементарной ячейки мартенсита остаются па­раллельными ребрам исходной тетрагональной ячейки аус­тенита (см. рис. 116). Для получения ориентационного со­отношения Курдюмова — Закса необходимы более слож­ные траектории атомных перемещений, чем при деформа­ции Бейна. Истинные траектории движения атомов при мартенситном превращении неизвестны. Формально все экспериментально обнаруженные ориентационные соотно­шения решеток аустенита и мартенсита можно получить, дополнив деформацию Бейна поворотом решетки мартен­сита, при котором становятся параллельными соответству­ющие плоскости и соответствующие направления в решет­ках исходной и мартенситной фаз.

3. Инвариантность габитусной плоскости мартенсита и аккомодационная деформация при мартенситном превращении

Вслед за установлением ориентационных соотношений ис­ключительно важную роль в понимании кристаллогеомет- рии мартенситных превращений и внутреннего строения мартенситной фазы сыграло количественное изучение рель­ефа на плоской полированной поверхности образца. Появ­ление такого рельефа всегда сопровождает мартенситное

превращение из-за изменения формы превращенного объ­ема.

На рис. 117 плоская поверхность FGHE относится к ис­ходному аустенитному состоянию образца. При образова­нии мартенситной пластины ABCDLMNO поверхность об­разца на участке ABCD наклоняется по отношению к ее исходной плоскости. Как показали эксперименты, линия А В остается неповернутой, а риски типа STT'S', которые до превращения были прямолинейными, остаются прямыми на наклонном участке поверхности ABCD и непрерывными на всей своей длине. Так как это справедливо по отноше-

S

бывшая до

нию к любой выбранной исходной поверхности образца, то делается вывод, что в процессе мартенснтного превраще­ния габитусная плоскость мартенснтного кристалла ABML (плоскость раздела мартенситной и аустенитной. фаз) мак­роскопически приблизительно инвариантна — она не иска­жается и не вращается (любые отрезки на этой плоскости остаются неизменными по длине и направлению).

Инвариантность габитусной плоскости обеспечивает ми­нимум упругих деформаций при превращении. Это особен­но легко себе представить в случае превращения с одной поверхностью раздела между исходным и мартенситным кристаллом: Инвариантность этой поверхности предотвра­щает образование упругих макродеформаций в исходной и мартенситной фазах.

Возникает вопрос, как может реализоваться инвариант­ность плоскости раздела фаз, если при мартенситном пре­вращении изменяется элементарная ячейка, т. е. деформи­руется сама кристаллическая решетка. Схема, показанная на рис. 118, помогает ответить на этот вопрос.

На рис. 118, а представлен участок исходной фазы до превращения, а на рис. 118, б тот же участок после превра­щения, состоящего в изменении типа решетки. Хорошо вид­но, как изменение формы и размеров элементарных ячеек, т. е. однородная деформация решетки, приводит к макро­изменению формы превращенного участка.

Макроскопическое изменение формы участка исходной фазы можно получить принципиально иным путем, без из­менения элементарных ячеек — пластической деформацией скольжением (рис. 118, в), а также двойникованием.

Комбинация деформации решетки (изменения элемен­тарной ячейки) и пластической деформации, например, скольжением (рис. 118, г) может сохранить неизменной исходную форму макроучастка, несмотря на прохождение фазового превращения (тип решетки на рис. 118, г отлича­ется от исходного на рис. 118, а). Естественно, что боковая поверхность габитуса кристалла новой фазы на рис. 118, г является инвариантной только в макромасштабе: из-за раз­вития скольжения на ней образовались микроскопические ступеньки.

Таким образом, важнейшее следствие из эксперимен­тально обнаруженного факта инвариантности плоскости га­битуса мартенснтного кристалла состоит в том, что его об­разование должно заключаться не только в изменении ти­па кристаллической решетки, но и в одновременной плас­тической деформации, возникающей вследствие скольжения или двойниковання. Такая дополнительная (аккомодаци­онная) деформация, являющаяся неотъемлемой частью ме­ханизма мартенснтного превращения, обеспечивает мини­мум энергии упругих искажений на инвариантной поверх­ности раздела фаз. Этот вывод особенно важен для понимания субструктуры мартенсита (см. ниже § 35).

Экспериментально установлены разные габитусные плос­кости кристаллов мартенсита. Для сплавов на основе же­леза наиболее характерны плоскости габитуса {225}д, {259}д, {3, 10, 15}ди {111} д. Буква «А» здесь указывает, что индексы плоскости раздела двух фаз даны в кристаллогра­фических осях решетки аустенита.

Тип габитуса связан с видом аккомодационной деформа­ции решетки при мартенситном превращении. Например, теория предсказывает, что если такая деформация идет пу­тем двойникования по плоскости {112}м, то габитус мартен­сита будет {3, 10, 15}д.

3. Зародыши мартенсита

Вопрос о том, что представляют собой зародыши мартен­сита, наиболее трудный во всей проблеме мартенситных превращений. Гипотеза гомогенного зарождения, связан­ного с флуктуационным образованием зародыша критичес­кого размера, большинством исследователей отвергается, так как из-за высокой энергии упругих искажений работа гомогенного образобания критического зародыша столь ве­лика, что вероятность его флуктуационного появления нич­тожна.

Большинство гипотез предполагает гетерогенное зарож­дение мартенсита, привязывая центры превращения к осо­бым субмикроучасткам в исходной фазе, причем в разных металлах и сплавах природа и строение таких участков за­рождения могут быть разными. Из рассмотрения исключа­ются границы и субграницы, так как эксперимент показы­вает, что они не являются местами предпочтительного об­разования мартенситных кристаллов.

Прямым доказательством гетерогенного зарождения считаются результаты опытов по исследованию мартенсит- ного превращения в дисперсных частицах сплава Fe— 30,2 % Ni. Около V20 общего числа частиц диаметром ~40 мкм и менее остались в аустенитном состоянии, не ис­пытав мартенснтного превращения, вплоть до —196 °С, в то время как у обычного массивного образца М_н=—20 °С. Это объясняется тем, что гомогенно мартенсит не зарожда­ется, а вероятность нахождения участков гетерогенного за­рождения в частице аустенита снижается с уменьшением ее размера.

Наиболее просто природа мест гетерогенного зарожде­ния мартенсита трактуется в случаях, когда из фазы с г. ц. к. решеткой образуется мартенсит с гексагональной плотноупакованной (г. п.) решеткой. Дефекты упаковки в г. ц. к. фазе, возникшие при расщеплении дислокаций, явля­ются тонкими прослойками г. п. решетки и поэтому пред­ставляют собой как бы готовые двухмерные зародыши гек­сагонального мартенсита. Такая ситуация имеется в случае превращения р_г.ц.к.-*-ссг.п в кобальте.

В сталях с высоким содержанием марганца (более 10 %), а также в нержавеющих хромоникелевых сталях об-

разуется так называемый е-мартенсит, имеющий г. п. ре­шетку, а из него может образоваться обычный а-мартенсит с объемноцентрированной кубической или тетрагональной решеткой. Готовыми зародышами е-мартенсита являются дефекты упаковки в аустените. В стали с повышенным со­держанием марганца и аустените хромоникелевых нержа­веющих сталей из-за очень низкой энергии дефектов упа­ковки дислокации сильно расщеплены и, следовательно, имеется множество зародышей гексагонального е-мартен­сита.

Прямыми наблюдениями в высоковольтном электронном микроскопе обнаружено, что в нержавеющих сталях заро­дыши с-мартенсита действительно появляются на дефек­тах упаковки аустенита. Вместе с тем а-мартенсит зарожда­ется в местах скопления дислокаций.

Роль дислокаций в гетерогенном зарождении а-мартен- сита бесспорна, но в чем конкретно состоит эта роль, пока не ясно. По одним гипотезам, группы из нескольких дис­локаций в г. ц. к. решетке образуют такую конфигурацию, которая превращает соответствующий микроучасток в за­родыш с о. ц. к. решеткой. Другой подход рассматривает дислокации как источник поля внутренних напряжений, уменьшающего работу образования критического зароды­ша (вплоть до безбарьерного зарождения).

Зарождение мартенсита рассматривают также как ре- ■»

зультат потери механической устойчивости решетки аусте­нита в предмартенситном состоянии. В подтверждение это­го приводят факты падения модулей упругости аустенита при приближении к точке М_н у некоторых сплавов.

§ 35. Микроструктура и субструктура сплавов, закаленных на мартенсит

1. Микроструктура

При исследовании структуры закаленных углеродистых сталей и безуглеродистых сплавов на железной основе вы­явлены два главных морфологических типа мартенсита: пластинчатый и пакетный.

Эти два типа мартенсита различаются формой и вза­имным расположением кристаллов, субструктурой, а так­же габитусной плоскостью. —

Пластинчатый мартенсит (который называют также игольчатым, низкотемпературным и двойникован­ным) — это хорошо известный «классический» тип мартен­сита, наиболее ярко выраженный в закаленных высокоуг-

леродистых сталях и в безуглеродистых железных сплавах с высокой концентрацией второго компонента, например в сплавах Fe—Ni при содержании более 28 % Ni. Кристаллы j мартенсита имеют форму тонких линзообразных пластин (рис. 119). Такая форма пластин мартенсита соответствует | минимуму энергии упругих искажений при образовании его

в

Г абитусом пластинчатого мартенсита в зависимости от состава сплава могут быть плоскости {225}а и {259}д в системе Fe—С и {3, 10, 15}а в системе Fe—Ni.

Соседние пластины не параллельны одна другой и час-^ то образуют фермоподобные ансамбли (см. рис. 119). Вви-^: ду интерференции дальнодействующих полей упругих на-.¹ пряжений от каждой пластины такое закономерное их рас­положение в матричной фазе обеспечивает минимум упругой энергии суммарного поля всего ансамбля из плас­тинчатых кристаллов.

Пластины, возникающие в первую очередь (вблизи точ- j ки М_н), проходят через все аустенитное зерно, расчленяя ■ его на отсеки. Через границу зерна матричной фазы мартен- ! ситная пластина, как следует из механизма ее образова- ! ния, пройти не может, и поэтому максимальный размер j мартенситных пластин ограничен размером аустенитных^

зерен.

В отсеках аустенита при понижении температуры обра- ' зуются новые мартенситные пластины, размер которых уже I

ограничен размерами отсека матрицы (см. рис. 119 и схе­му на рис. 121). По мере развития превращения аустенит­ное зерно расчленяется на все более мелкие отсеки, в ко­торых образуются все более мелкие мартенситные пласти­ны. При мелком аустенитном зерне, например при малых

п

После закалки между пластинами мартенсита при ком­натной температуре сохраняется остаточный аустенит (см. рис. 119).

В местах столкновения пластин мартенсита, растущих под углом одна к другой, могут возникать механические двойники и микротрещины. С укрупнением аустенитного зерна укрупняются пластины мартенсита и образование микротрещин в местах их столкновения усиливается.

П

Ширина пластин в пределах пакета примерно одинако-' ва и находится в диапазоне от нескольких микрон до до­лей микрона (обычно 0,1—0,2 мкм), т. е. может находить^; ся на пределе разрешающей способности светового микро­скопа и даже за этим пределом. Поэтому «реечные» крис- ¹ таллы под световым микроскопом или совсем не видны, или же выявляются как тонкая структура пакетов. В свя­зи с этим в качестве основного структурного элемента шли­фа выступает пакет из пластин (рис. 122), а не отдельные очень тонкие кристаллы. Поэтому мартенсит с такой струк­турой и был назван пакетным, или массивным, в отличие от игольчатого.

В конструкционных легированных сталях внутри мар-

тенситных пакетов между кристаллами мартенсита нахо­дятся прослойки остаточного аустенита толщиной 20— 50 нм. В одном аустенитном зерне может образоваться не­сколько мартенситных пакетов. От зерен феррита, образу­ющихся при нормальном превращении, пакеты мартенсита отличаются не только указанным внутренним строением, которое может не выявляться под световым микроскопом, но и изрезанными вытянутыми контурами.

Образованию пакетного мартенсита свойственны все ос­новные отличительные признаки мартенснтного превраще­ния, в том числе и возникновение рельефа на полированной поверхности, соответствующего внутреннему реечному стро­ению.

2. Субструктура

Просвечивающая электронная микроскопия выявила во многих сплавах весьма сложную тонкую структуру мартен- ситных кристаллов с большим количеством дислокаций и двойников. Такая субструктура может возникнуть двумя принципиально разными путями: во-первых, при аккомода­ционной пластической деформации (скольжением или двой- никованием), которая, как показано в § 34, является не­отъемлемой составной частью механизма мартенситной пе­рестройки решетки, и, во-вторых, при пластической дефор­мации после образования мартенсита из-за воздействия на мартенситный кристалл окружающей упругой среды. В пер­вом случае можно говорить о первичной субструктуре пре­вращения, а во втором — о вторичной субструктуре дефор­мации. Соответственно различают понятия о двойниках превращения и деформационных (механических) двойни­ках. Различить же происхождение субструктуры экспери­ментально не всегда удается. Обсуждаемые ниже факты рассматриваются в предположении, что мы имеем дело с

субструктурой превращения.

Субструктура пластинчатого мартенсита ^; характеризуется тем, что уже под световым микроскопом в сечении пластин можно увидеть среднюю линию или, точнее, среднюю зону повышенной травимости, называе­мую также мидрибом^I (см. рис. 119). ^

Электронная микроскопия показала, что мидриб — это ¹ область с плотным расположением параллельных тонких двойниковых прослоек. Плоскость двойникования в мартен­сите сплавов на железной основе чаще всего {112}м- Тол­щина двойниковых прослоек в зависимости от состава спла- ! ва- и условий образования мартенсита колеблется от не- . скольких десятых до десятков нанометров. _х По обе стороны от средней двойникованной зоны нахо­дятся периферийные области мартенситной пластины, в ко­торых видны дислокации с относительно небольшой плотно­стью (10⁹—10¹⁰см^-2).

^ Ширина двойникованной зоны в пластине мартенсита ^зависит от состава сплава. Так, в сплавах системы Fe—Ni с увеличением содержания никеля ширина этой зоны воз­растает, пока все сечение мартенситной пластины не ста­новится занятым двойниками превращения.

Поскольку субструктура и габитус кристалла зависят от характера аккомодационной деформации при мартенсит­ном превращении, то естественно, что форма кристаллов мартенсита, их плоскость габитуса и субструктура взаимо­связаны. Так, в сплавах системы Fe—Ni отклонение габи- " туса от плоскости {3, 10, 15}_А, наблюдаемое при снижении содержания никеля от 33 до 30 %, сопровождается умень­шением плотности двойников превращения {112}м в плас­тинах мартенсита и ширины зоны этих двойников, а сами пластины становятся менее линзообразными и более зазуб­ренными. Усложнение субструктуры пластин при отклоне­нии габитуса от плоскости {3, 10, 15}д указывает на услож­нение характера аккомодационной деформации при мар­тенситном превращении.

В связи с тем что мартенситная пластина в общем слу­чае состоит из средней зоны двойникования и периферий­ных зон скольжения, была выдвинута гипотеза о двух ста­диях формирования мартенситной пластины. Вначале в бразовании пластины (будущего мидриба) главную роль иг- i рает аккомодационная деформация двойникованием. Из-за ! громадной скорости роста пластины теплота превращения I не успевает отводиться и температура на поверхности плас- j тины сильно возрастает, что приводит к смене механизма | аккомодационной деформации: переходу от двойникования к дислокационному скольжению (хорошо известно, что с понижением температуры в металлах с о. ц. к. решеткой при быстрой пластической деформации скольжение заме­няется двойникованием),

Субструктура пакетного мартенсита ка- ^ чественно отличается от субструктуры пластинчатого мар- i тенсита отсутствием зоны из тонких двойниковых прослоек. Субструктура пакетного мартенсита имеет сложное дисло- ] кационное строение, для которого характерны дислокаци­

онные сплетения при высокой плотности дислокаций — по­рядка 10^й—10¹²см~², т. е. такой же, как и в металле после сильной холодной деформации. Рейки часто состоят из вы­тянутых слегка разориентированных субзерен. Двойнико­вые прослойки могут встречаться в пакетном мартенсите, но плотность их несравненно меньше, чем в мидрибе плас­тинчатого мартенсита, а многие рейки вообще не содержат двойников.

Субструктура остаточного аустенита от­личается от субструктуры исходного аустенита большей плотностью несовершенств, возникающих при локальной пластической деформации аустенита под действием мар­тенситных кристаллов. В аустените вблизи мартенситных кристаллов наблюдаются плоские скопления дислокаций, дислокационные сплетения и дефекты упаковки.

3. Переход от одного морфологического типа мартенсита к другому

Два основных типа мартенсита различаются микро- и суб­структурой, а также габитусной плоскостью. Вполне логич­но сделать вывод, что ведущую роль в образовании плас­тинчатого мартенсита, по крайней мере на первой стадии, играет аккомодационная деформация двойникованием, а в образовании пакетного мартенсита —- аккомодационная де­формация скольжением.

Какой тип мартенсита формируется, зависит от соот­ношения в аустените критических касательных напряже­ний, вызывающих скольжение и двойникование. Если для начала скольжения требуется большее касательное напря­жение, чем для начала двойникования, то образуется плас­тинчатый мартенсит, а в противоположном случае — па­кетный. Основываясь на этом положении, легко объяснить многие закономерности перехода от одного типа мартен^ сита к другому и прежде всего влияние состава сплава на морфологию мартенсита (табл. 5).

Таблица 5. Границы образования пакетного и пластинчатого мартенсита (Краус и Мадер)

Содержание второго компонента в сплаве, %

С

пакетный мартенсит

пластинчатый мартенсит

Fe—С

<1,0

0,6—2,0 0,7—2,5

29—34

Fe—N Fe—Ni Fe—Сг

<0,7

<29

<10

С понижением температуры сопротивление скольжению быстро растет и начиная с некоторой температуры стано­вится больше сопротивления двойникованию (рис. 123). Поэтому при более низких температурах мартенснтного превращения вероятнее формирование пластинчатого мар­тенсита, а при более высоких — пакетного. Отсюда понят­ию, почему в сплавах систем Fe-—С, Fe—N и Fe—Ni при малых содержаниях второго компонента образуется пакет­ный, а при высоких — пластинчатый мартенсит (табл. 5).

Э

В таких системах, как Fe—Сг, на диаграмме состояния которых ^область замкнута, температура М_н при любых концентрациях легирующего элемента столь высока, что пластинчатый мартенсит вообще не образуется (см. табл. 5).

Упрочнение аустенита любыми путями, т. е. повышение критического напряжения, вызывающего скольжение, дол­жно способствовать формированию пластинчатого мартен­сита, в том числе и при неизменной температуре М_н. Угле­род относится к числу наиболее сильных упрочнителей аус­тенита, и поэтому увеличение его содержания особенно эффективно содействует развитию двойникования при мар­тенситном превращении. ,,

В титановых сплавах увеличение содержания легирую­щего элемента, снижающего точку М_н, приводит к изме­нению и морфологии, и структуры мартенсита. Например, в закаленных сплавах системы Ti—Мо с увеличением со-

держания молибдена микроструктура становится ярковы- раженно игольчатой, а внутри пластин мартенсита сплете­ния дислокаций сменяются все большим числом двойников.

В заключение подчеркнем, что в целом строение ме­талла или сплава, претерпевшего мартенситное превраще­ние, отличается от строения того же материала после не­упорядоченной перестройки решетки гораздо большим ко­личеством несовершенств: более развитыми границами и субграницами, большей плотностью дислокаций и двойни­ковых прослоек.

§ 36. Кинетика мартенситных превращений

1. Разновидности кинетики

Условно можно выделить три типа мартенситных превра­щений, различающихся своей кинетикой: атермическое,

взрывное и полностью изотермическое (рис. 124). —-

А

Рнс. 124. Атермическое (а), взрывное (б) н полностью изотермическое мартеиситиые превращения (в)

Температура Теппература

термическое — в сплавах систем Fe—Ni—Мп и Fe—Ni—Сг с точкой М_н также ниже комнатной температуры.

Соотношение между количеством мартенсита и аусте­нита, которое характеризуют кривые на рис. 124, определя­ют магнитометрически (по отклонению стрелки магнито­метра), используя то, что аустенит парамагнитен, а мартен­сит ферромагнитен, а также по изменению электросопро­тивления и дилатометрическим методом.

Атермическое превращение (рис. 124, а и рис. 125, кривая 1) характеризуется плавным нарастанием ко-

личества мартенсита при непрерывном понижении темпе­ратуры в мартенситном интервале М_н—М_к. Остановка ох­лаждения приводит к практически полному прекращению превращения. Когда образец в аустенитном состоянии пе­ребрасывают в ванну с температурой ниже М_и, превраще­ние идет с очень большой скоростью за те несколько секунд, в течение которых температура образца выравнивается и становится одинаковой с температурой ванны. Во время по­следующей изотермической выдержки мартенсит не обра­зуется, несмотря на большое количество исходной фазы (аустенита), или, точнее, скорость изотермического превра­щения аустенита ничтожно мала (отсюда и название — «атермическое» превращение).

Количество остаточного аустенита после закалки с ох­лаждением до комнатной температуры зависит от состава исходного аустенита и фактически связано с положением

^гверхней мартенситной точки. С увеличением содержания углерода точка М_н снижается (см. рис. 111) и количество остаточного аустенита при комнатной температуре возрас­тает. Например, при закалке из аустенитного состояния в сталях с 0,6 и 1,2 % С это количество равно соответствен­но 2 и 20 %. В закаленных высоко углеродистых легирован­ных сталях может содержаться 60 % остаточного аустенита.

Остаточный аустенит сохраняется и при температурах ниже точки конца мартенснтного превращения М_к. По дос­тижении этой точки мартенситная кривая становится гори­зонталью, соответствующей некоторому практически неиз­менному соотношению количеств мартенсита и остаточного аустенита (см. рис. 124,а).

Атермическое превращение представляет наибольший практический интерес, так как в отличие от взрывного и полностью изотермического, характерных главным об­разом для области отрицательных температур, оно протекает при температурах выше комнатной, т. е. в обычных условиях закалки промышленных спла­вов.

Взрывное превращение характеризуется скач­кообразным (взрывообразным) появлением определенного количества мартенсита при температуре точки М_н или не­сколько ниже (рис. 124,6 и рис. 125, кривые 2, 3). Коли­чество мартенсита, образовавшегося взрывообразно, зави­сит от состава сплава и положения точки М„, колеблясь от нескольких процентов до примерно 70%. Взрыв сопровож­дается звуковым эффектом (отчетливо слышимым щелч­ком) и временным повышением температуры, иногда на

-zoo

-100 о Теппература°С

Рис. 125. Мартенситные кривые ?-*-а-превращения при непре­рывном охлаждении сплавов железа с никелем (М. Д. Пер- кас, В. М. Кардонский):

1 -

Ni. М„ =—63 °С; 3 — 32 %

31

Ni; М_а

'н -97 °С

30 К, из-за быстрого выделения скрытой теплоты превра­щения.

Полностью изотермическое превращение (рис. 124, в и 126) по своей кинетике внешне напоминает нормальное фазовое превращение (см. рис. 68). При изо­термической выдержке после некоторого инкубационного периода мартенситное превращение развивается с ускоре­нием, а затем с постоянным зату- ханием во времени. Как и при обычном фазовом превращении, скорость изотермического мар- %во тенситного превращения и инку-1 бационный период зависят от | температуры. Так, например, в | сплаве железа с 23,4 % Ni. 3,3 % ^

Мп и 0,06 % С мартенситное пре-1 ьо вращение ускоряется с пониже-1 нием температуры от —50 до |

■—120 °С и замедляется при даль-

127), аналогичные обычным С-кривым неупорядоченного фа­зового превращения.

Так как имеется инкубацион­ный период, изотермическое мар­тенситное превращение можно полностью предотвра­тить, применив быстрое охлаждение аустенита до очень низких температур. Так, в тех железных сплавах, для кото­рых характерно изотермическое мартенситное превраще­ние, его можно подавить быстрым охлаждением образцов до температуры жидкого азота (—196°С). При последую­щем отогреве аустенит испытывает изотермическое мартен­ситное превращение со скоростью, зависящей от тёмпе- ратуры.

Принципиальное отличие кинетики изотермического мартенснтного превращения от неупорядоченного фазового состоит в том, что мартенситное превращение не доходит цо полного исчезновения исходной фазы, т. е. сохраняется остаточный аустенит. Количество изотермически образую-

щегося мартенсита колеблется от долей процента до десят­ков процентов в зависимости от состава сплава и темпера­туры изотермической выдержки. Например, на рис. 126 по­казано, что после 9-ч выдержки при температуре —50 °С образуется около 1 % мартенсита, а при —120 °С —более 50 %.

Ерет,ч

Рис. 126. Изотермическое превращение аустенита в мартен­сит при разных температурах в сплаве Fe—23,4 % Ni—3,3 %

Мп (О. П. Максимова, А. И. Никонорова)

Эксперименты показывают, что нельзя резко разграни­чить атермическое и взрывное превращение от изотермиче­ских. В сплавах, для которых характерна атермическая ки­нетика, после быстрого «атермического» образования опре­деленной порции мартенсита при охлаждении до заданной температуры может изотермически образоваться дополни­тельное его количество. После мартенснтного «взрыва» так­же может образоваться значительное количество «изотер­мического» мартенсита при температурах ниже температу­ры взрыва. Небольшое количество мартенсита может изотермически образоваться при температурах чуть выше температуры взрыва.

Кристаллы мартенсита независимо от типа кинетики превращения растут с громадной скоростью при любых температурах, в том числе и при температурах глубокого холода. По изменению электросопротивления, сопровожда­ющему образование каждой пластины, были определены скорость ее роста и время формирования. Скорость роста пластин мартенсита (в плоскости пластины) оказалась по­рядка 1 км/с независимо от температуры превращения. Мидриб мартенситных пластин в сплавах Fe—Ni образует­ся за время порядка I0^-7 с, а вся пластина (после более медленного ее утолщения) — за ~10~⁶ с. Для сравнения укажем, что «взрыв» про­должается Ю^-4—Ю^-’³ с.

П

Рис. 127. С-диаграмма изотермическо­го превращения аустенита в мартен­сит в сплаве Fe—23,4 % Ni—3,3 % Мп. Цифры на С-кривых указывают коли­чество образовавшегося мартенсита (О. П. Максимова, А. И. Никонорова>

Характерная черта кинетики всех мартенситных превра­щений — их автокаталитичность: образование первых пла­стин влечет появление рядом с ними новых пластин, кото­рые способствуют возникновению еще большего числа пла­стин и т. д., вследствие чего процесс некоторое время раз­вивается как цепная реакция.

Автокаталитичность процесса наиболее ярко проявля- ется при взрывном превращении. Мартенситный взрыв — ' результат того, что образование одной пластины вызывает немедленную цепную реакцию появления серии пластин. Причиной автокаталитичности считают поле упругих на­пряжений у кромки растущей пластины мартенсита, кото­рое способствует появлению новых пластин, или же плас­

тическую деформацию аустенита, сопровождающую рост мартенснтного кристалла.

Ярко выраженный взрыв происходит тогда, когда плас­тины имеют габитус {259}. Показано, что именно при та­ком габитусе у кромки пластины мартенсита возникают высокие напряжения в аустените, стимулирующие появле­ние новых пластин. При образовании мартенситных плас­тин с габитусом {225} взрыва не наблюдается. Поэтому мар­тенсит с габитусом пластин {259} и характерным двойни­кованным мидрибом иногда называют взрывным мартен­ситом.

Резкой разницы между взрывным и обычным атермиче- ским превращением не существует. При изменении состава сплава происходит постепенный переход от атермического к ярко выраженному взрывному превращению. Например, в системе Fe—Ni при содержании 29 % Ni превращение ха­рактеризуется типично атермической кинетикой, а при со­держании 31 и 32 % Ni — взрывной, причем величина взры­ва у сплава с 32 % Ni больше, чем у сплава с 31 % Ni (см. рис. 125).

Взрывное превращение можно рассматривать как раз- - новидность атермического, когда автокаталитичность про­цесса особенно ярко выражена. В свою очередь атермиче­ское превращение принципиально не отличается от изотер­мического. Обе эти разновидности кинетики мартенситных превращений, как показано Г. В. Курдюмовым, следует рассматривать на основе единых представлений о темпера­турной зависимости скорости зарождения центров превра­щения.

Поскольку скорость роста кристаллов мартенсита неза­висимо от температуры громадная, то наблюдаемое с по­нижением температуры сначала увеличение, а затем умень­шение скорости изотермического превращения (см. рис. 126 и 127) обусловлено только температурной зави­симостью скорости зарождения кристаллов мартен­сита.

Скорость зарождения мартенсита, как и при любом фа­зовом превращении, / =Ае~^°^к^^кГе ^Q,kT [см. формулу (25)].

В некоторой промежуточной области еще не слишком низких температур уменьшение работы образования заро­дышей может привести к столь быстрому превращению, что ни инкубационный период, ни изотермичность превра­щения (его развитие во времени) не удается эксперименталь­но зафиксировать.

В зависимости от состава сплава и абсолютного значе­ния Т₀ можно встретить разные экспериментально наблю­даемые случаи. Например, если точка Т₀ низка, то при любых температурах обнаруживается изотермичность превра­щения (см. рис. 126 и 127), так как при любых температу­рах в мартенситном интервале скорость превращения срав­нительно невелика. Если же температура Т₀ значительно выше комнатной, то изотермическое превращение можно наблюдать только в области температур вблизи точки М„ и при сравнительно низких температурах (обычно отрица­тельных, реже — комнатной). Между этими интервалами температур, где экспериментально наблюдается изотерми­ческое превращение, может находиться область температур, в которой изотермическое превращение протекает с гро­мадной скоростью и поэтому создается впечатление об от­сутствии изотермичности. С этих позиций не исключено, что собственно атермического превращения вообще не сущест­вует, так как оно является обычным изотермическим пре­вращением, протекающим с громадной скоростью при каж­дой температуре в период закалочного охлаждения. Имен­но поэтому в сплавах, для которых в целом характерна «атермическая» кинетика, часто в той или иной степени об­наруживается изотермическое образование мартенсита при остановке охлаждения.

Обнаружение Г. В. Курдюмовым и О. П. Максимовой полностью изотермического мартенснтного превращения явилось прямым доказательством того, что зарождение кристаллов мартенсита — это зависящий от температуры, термически активируемый процесс, как и любой процесс зарождения кристаллов новой фазы (см. § 17). В связи с этим само понятие «атермическое превращение» противо­речит термической природе образования зародышей. Более подходяще, но менее распространено другое название— «неизотермическое превращение», указывающее лишь на то, что мартенсит образуется не при одной температуре, а при разных температурах во время охлаждения.

Важнейшие особенности кинетики мартенситных пре­вращений — прекращение образования мартенсита при на­личии неизрасходованной исходной фазы (аустенита), не­обходимость понижения температуры для возобновления превращения. Так как мартенситное превращение развива­ется вследствие образования новых, а не роста ранее обра­зовавшихся кристаллов, то прекращение превращения оз­начает прекращение образования зародышей мартенсита. В связи с тем что механизм зарождения мартенсита надеж­но не установлен, рассматриваемая важнейшая особенность кинетики мартенситных превращений имеет только предпо­ложительное объяснение.

Современные трактовки исходят из гипотезы гетероген­ного зарождения мартенсита в заранее подготовленных уча­стках аустенита с особым строением (см. § 34). Эти особые участки в аустените отличаются один от другого размера­ми. Когда при охлаждении термодинамический стимул пре­вращения—разность энергий Гиббса аустенита и мартен­сита—достигает определенной величины, указанные особые участки в аустените превращаются в активные, способ­ные к росту зародыша мартенсита. Вблизи точки М„ в виде центров превращения реализуются только те участки аусте­нита, в которых работа образования зародышей мартен­сита минимальна. По исчерпании таких участков превраще­ние останавливается. Для его возобновления необходимо понизить температуру, чтобы увеличить разность энергий Гиббса аустенита и мартенсита.

Затуханию мартенснтного превращения при изотерми­ческой выдержке способствует также прогрессирующее раз­биение аустенитного зерна на все более мелкие отсеки (см. рис. 121). С сокращением размера таких отсеков уменьша­ется размер новых мартенситных кристаллов, и поэтому объемная доля образующегося мартенсита, приходящаяся на каждый его зародыш, становится меньше.

2. Термическая стабилизация аустенита

Под термической стабилизацией исходной фазы понима­ют затруднение ее превращения в мартенсит в результате теплового воздействия.

• Термическая стабилизация аустенита, которую обычно называют просто стабилизацией, наблюдается при времен­ной остановке охлаждения железного сплава в мартенсит­ном интервале атермического превращения. Если прервать охлаждение при температуре Т_П<М_Н (но выше М_к) и сде­лать здесь выдержку, то аустенит стабилизируется. Стаби­лизация проявляется в том, что по возобновлении охлажде­ния превращение начинается не сразу при температуре Г_п> а после переохлаждения аустенита (гистерезиса) до некото­рой температуры М'_к (рис. 128). При этом мартенсита час­то образуется меньше, чем при непрерывном охлаждении (мартенситная кривая 2 на рис. 128 идет ниже кривой 1), и количество остаточного аустенита возрастает. Возобновля­ющееся при температуре УИ' мартенситное превращение

может протекать взрывообразно (например, в сплавах Fe— Ni—С).

Наиболее простой случай термической обработки, вклю­чающей стабилизацию аустенита, можно наблюдать, когда точка М„ находится выше, а М_к — ниже комнатной темпе­ратуры, причем Г_П=20°С.

Т

Рис. 128. Мартенситные кривые при разной стабилизации аустенита:

Tjj— температура, при которой охлаж­дение прерывают н проводят выдерж­ку; 1 — кривая непрерывного охлажде­ния; 2, 3 — кривые, соответствующие разной выдержке (х) при температуре Т_д, причем Т8>Т2

Мерой эффекта стабили­зации часто служит темпе­ратурный гистерезис 0 = Г_П—м_и |см. рис. izo).

Степень стабилизации аустенита зависит от температу­ры прерывания охлаждения Т_п и выдержки при этой темпе­ратуре. Если же после прерывания охлаждения сплав был нагрет до некоторой температуры Т_С>Т_П, то степень стаби­лизации 0 зависит от Т_с и времени выдержки при этой тем­пературе.

С понижении Т_п, т. е. с ростом количества мартенсита, присутствующего при стабилизирующей выдержке, степень стабилизации возрастает. Более сложно влияние времени’ выдержки. С увеличением времени выдержки-при темпера­туре 7п или Т_с степень стабилизации может непрерывно возрастать (кривые 2 и 3 йа рис. 128). При достаточно вы­соких температурах увеличение времени выдержки сначала приводит к росту, а затем к уменьшению степени стабили­зации. Чем выше температура Т_с, тем быстрее достигается максимум 6.

На стали с 1,4 % С и 5 % Ni было обнаружено, что ве­личина 0 с увеличением времени выдержки при температу­ре Т_с после прохождения через максимум снижалась и ста­новилась отрицательной. Это означает, что большие выдер­

жки после прерывания охлаждения приводили не к стабилизации W_n<T_n), а к противоположному эффекту— активированию мартенснтного превращения (М'_Н>Т_п).

Термическая стабилизация аустенита — сложный про­цесс. Вполне возможно, что в разных случаях, например в разных температурных интервалах, действуют разные ме­ханизмы стабилизации.

В термическую стабилизацию при температурах ниже точки М_н определенный вклад может внести релаксация упругих напряжений в аустенитной матрице вокруг мар­тенситных пластин. Эти напряжения, как уже отмечалось, вызывают автокаталитический эффект, свойственный всем мартенситным превращениям. Уменьшение упругих напря­жений вокруг мартенситных кристаллов хорошо объясняет повышение степени стабилизации с увеличением времени выдержки, но не может объяснить снижения 0 при больших выдержках.

Для понимания природы стабилизации аустенита весь­ма важно, что термическая стабилизация наблюдается только в тех сплавах на основе железа, которые содержат, хотя бы и в сравнительно небольшом количестве, элемен­ты внедрения: углерод и азот. Поэтому почти все современ­ные гипотезы механизма термической стабилизации аусте­нита исходят из предположения о решающей роли сегре­гации атомов углерода или азота.

Атомы элементов внедрения во время стабилизирующей выдержки могут сегрегировать в потенциальные участки зарождения в аустените, препятствуя превращению этих участков в зародыши мартенсита. Они могут сегрегировать на межфазную границу матрицы и зародыша, препятствуя его росту.

Весьма убедительна гипотеза, связывающая термиче­скую стабилизацию с деформационным старением — обра­зованием сегрегаций из внедренных атомов на дислокаци­ях в аустените. Так как образование мартенснтного крис­талла вызывает пластическую деформацию аустенитной матрицы, то упрочнение ее при деформационном старении затрудняет мартенситное превращение. Развитие деформа­ционного старения аустенита с увеличением времени вы- "держки при температуре Т_с объясняет рост 0. Уменьше­ние эффекта стабилизации с дальнейшим увеличением вре­мени ’ выдержки легко объяснить перестариваиием (см. § 49), с которым связано падение предела текучести аус­тенита. Достижение отрицательных значений 0 можно свя­зать с далеко зашедшим, перестариваиием, которое, во-пер­вых, сильно разупрочняет аустенит и, во-вторых, может привести к обеднению аустенита углеродом вблизи выде­лений карбида. Такие обедненные углеродом участки име­ют повышенную температуру М_н. С повышением темпера­туры Т_с деформационное старение ускоряется и соответст­венно ускоряется достижение максимума 0.

При комнатной и более высоких температурах могут действовать оба механизма стабилизации: образование сег­регаций углерода и релаксация напряжений.

§ 37. Влияние деформации на мартенситное превращение

1. Мартенсит напряжения и мартенсит деформации

Деформация исходной фазы оказывает сложнее влияние на мартенситное превращение.

Деформация выше точки М_а вызывает мартенситное превращение в интервале между температурой М_н и неко­торой температурой М_1Ь которая находится где-то ниже точки То, иногда очень близко от нее. Аналогично дефор­мация мартенсита вызывает обратное мартенситное пре­вращение в области температт^^же точки А„ вплоть до некоторой температуры Л_д (см. рисГтГ4).

Мартенситное превращение выше М_и вызывается и уп­ругой, и пластической деформацией (рис. 129). Выше точ­ки М_и термодинамический стимул превращения AG₀6 не может вызвать превращения. Выше М_и в некотором интер­вале М_н—М® упругие напряжения способствуют зарожде­нию кристаллов мартенсита в тех же участках исходной фазы, где они появляются ниже М_я без участия этих на­пряжений. Энергия напряжений от приложенной нагрузки как бы добавляется к термодинамическому стимулу пре­вращения AG₀6, и мартенситное превращение становится возможным при меньших степенях переохлаждения по от­ношению к То, т. е. при более высоких температурах. Чем больше удалена температура от М_н (в сторону 7₀), тем меньше AG₀6 и соответственно больше должно быть напря­жение упругой деформации, способное вызвать мартенсит­ное превращение (см. участок ab на рис. 129). С повыше­нием температуры деформации достигается точка М®, при которой указанное напряжение становится равным преде­лу текучести. Выше температуры пластическая дефор­мация обусловливает иной механизм стимулирования мар- тенситного превращения, а именно образование под дейст­вием деформации новых мест зарождения мартенсита. Это и понятно, если учесть, что зародышами мартенсита могут

быть определенные группировки растянутых дислокаций. Чем выше температура и соответственно меньше AG₀6, тем больше должна быть деформация, способная вызвать мар­тенситное превращение (см. участок Ьс на рис. 129). Выше температуры М_д никакая пластическая деформация не мо­жет превратить аустенит в мартенсит при деформации.

В

Рис. 129. Напряжения, вызываю­щие мартенситное превращение при упругой деформации (участок *оЬ) в интервале —М& н прн

мартенсите см. в § 34).

В

пластической деформации (участок Ьс) в интервале Л4д (схема

яо Олсону и Коэну)

3) мартенсит пластической де­формации, сокращенно мартен­сит деформации (strain-induced martensite), образующийся в результате пластической деформации исходной фазы. Мартенсит напряжения зарождается в тех же местах ис­ходной фазы, что и мартенсит охлаждения; напряжения лишь способствуют его зарождению в этих местах. Мар­тенсит деформации зарождается в участках, подготовлен­ных пластической деформацией.

При температурах выше М_н мартенсит напряжения мо- \ жет образовываться только в интервале М_и—. Выше температуры Л4°, в интервале —М_Д, может образовы­ваться только мартенсит деформации. И мартенсит напря­жения, и мартенсит деформации могут появляться и в ука­занных интервалах, и при более низких температурах. На­пример, экспериментально установлено образование этих двух типов мартенсита в интервале М_и—М°, когда прило­женная нагрузка вызывает пластическую деформацию ис­ходной фазы. Под действием напряжений от нагрузки, при- ■

ложенной при температурах ниже Мн, мартенсит напряже­ния образуется в дополнение к мартенситу охлаждения.

Автокаталитичность, характерная для любого мартен- ситного превращения (см. § 36), по существу является ре­зультатом инициирующего влияния напряжения. Только в этом случае напряжения возникают в исходной фазе при появлении каждого нового кристалла мартенсита.

Эффект мартенситообразования под действием дефор­мации нашел разнообразное практическое применение.

Высокая кавитационная стойкость сталей с механически нестабильным аустенитом (например, стали 30Х10Г10, точ­ка М_н——40 °С) объясняется образованием под действием гидравлических микроударов мартенсита в поверхностном слое изделия, сердцевина которого остается аустенитной.

В 60-е годы появился новый класс высокопрочных ста­лей — так называемые трип-стали или ПНП-стали^I. Эти стали, легированные хромом, никелем, молибденом, мар­ганцем и другими элементами, имеют точки М_н и М_д ниже комнатной температуры. В аустенитном состоянии при 400— 600 °С трип-стали наклепывают для повышения прочности. При этом на дислокациях выделяются карбиды, аустенит обедняется углеродом и точка М_д поднимается до темпера­туры выше комнатной. Такая сталь обладает ценным соче­танием повышенной прочности (благодаря наклепу и де­формационному старению аустенита) и очень высокой пластичности. Когда во время растяжения при комнатной температуре разрывного образца начинается локализация деформации, то под ее действием образуется мартенсит, уп­рочняющий образец в этом месте, и деформация распрост­раняется на соседние участки аустенщ-а. Таким образом, образование мартенсита под действием пластической де­формации предотвращает развитие локализации деформа­ции (образование шейки), чем обеспечивается высокое относительное удлинение (до 100—150 %). Недостаток трип- сталей — трудность получения больших обжатий при срав­нительно низких температурах, когда велико сопротивле­ние деформированию и требуется мощное оборудование.

2. Эффект запоминания формы и сверхупругость

Интерес к закономерностям влияния деформации на мар­тенситное превращение усилился в 70-е годы в связи с про­мышленным использованием эффекта запоминания фор­мы и сверхупругости.

Эффект запоминания формы (ЭЗФ) проявляется в том, что после придания образцу определенной формы при по­вышенной температуре ему придают новую форму при более низкой температуре, а после нагрева исходная форма образца восстанавливается.

ЭЗФ внешне проявляется весьма необычно и эффектно. Например, если проволоку, закрученную при повышенной температуре в спираль причудливой формы, выпрямить при комнатной температуре, то при последующем нагреве про­волока сама закручивается в спираль точно такой формы, как исходная.

Сверхупругость проявляется в том, что образец претер- , певает обратимые деформации, которые на 1—2 порядка (I) больше, чем деформация металлических материалов до l условного предела упругости. Металлический сплав, обла­

дающий сверхупругостью, ведет себя подобно резине.

ЭЗФ и сверхупругость связаны с одним и тем же явле­нием — обратимостью макродеформации образца, обуслов­ленной движением скользящих границ между кристалла­ми при сдвиговом превращении. Термин «скользящая» при­менительно к границе используется в том же смысле, что и для дислокации. При скользящем движении атомы смеща­ются по отношению к своим соседям на расстояния меньше межатомного, нет потока вакансий и других точечных де­фектов, энергия активации существенно меньше энергии активации самодиффузии.

В разных сплавах и даже в одном сплаве в неодинако­вых условиях могут действовать разные механизмы восста­новления формы. Среди них для промышленного исполь­зования наиболее важны те, что связаны с обратным мар- тенситным превращением после деформации.

Ранее уже отмечалось, что мартенситное превращение обязательно сопровождается изменением формы превра­щенного объема и что в случае термоупругого мартенсита при обратном превращении межфазные границы проходят пути, обратные тем, что они проходили при прямом пре­вращении.

г Для сплавов, обладающих ЭЗФ, наиболее важны следу- \ ющие два воздействия деформации. Во-первых, под дейст- | вием деформации выше М_к зарождаются кристаллы мар- ' тенсита с преимущественной ориентировкой или предпоч- , тительно растут за счет исходной фазы ранее образовав- | шиеся кристаллы, имеющие эту ориентировку. Во-вторых, j если деформацию проводят по окончании прямого превра­

щения (ниже М_к), благоприятно ориентированные мартен- ситные кристаллы растут за счет менее благоприятно ори­ентированных кристаллов. Благоприятной является такая ориентировка, при реализации которой изменение формы превращенных областей соответствует макроизменению формы образца, задаваемому приложенной нагрузкой.

Рис. 131. Схема, иллюстрирующая проявление сверхупругости. ⁸у_Пр ^н

^ву^Р— У^пРУ^гая Деформация аустенита и мартенсита соответственно; е_Су — сверхупругая деформация

П

На рис. 130 изображено увеличение количества термо­упругого мартенсита при охлаждении и уменьшении его количества при последующем нагреве.

Если приложить к образцу нагрузку в области темпе­ратур \<Т_Д<М”, в нем начнет образовываться мартен­сит напряжения и изменится форма образца. Связь между напряжением и деформацией для этого случая показана на рис. 131. На участке АВ происходит упругая деформа­ция исходной (аустенитной) матрицы е^_пр. На участке

ВС при постоянном напряжении^I деформация идет вследст- ствие изменения формы превращенного объема при обра­зовании мартенсита напряжения. При деформации, про­исходящей за точкой С, образовавшийся мартенсит упруго деформируется (участок CD) и при дальнейшем повыше­нии напряжений от приложен­ной нагрузки (выше точки D) происходит пластическая де­формация мартенсита и разру­шение образца.

Е

а — диаграмма напряжение — де­формация; б — зависимость вос­станавливаемой деформации от температуры при нагреве

Большая часть обратимой деформации обусловлена мар- тенситным превращением (уча­сток EF). Эта деформация равна примерно 7 %, в то вре­мя как область обычной упру­гости поликристаллических ме­таллов не выходит за предел в десятые доли процента (на рис. 131 участки обычной уп­ругой деформации АВ и CD в сравнении с участком EF пока­заны не в масштабе). Дефор­мация ВС получила название сверхупругой.

Если продеформировать образец в интервале темпера­тур М_К<Т_Л<А_И (см. рис. 130), то после упругой деформа­ции исходной матрицы е_упр (участок АВ на рис. 132, а) в ней будут происходить фазовые и структурные превраще­ния, обеспечивающие деформацию на участке ВС. При снятии нагрузки исчезает лишь упругая составляющая де­формации (участок CD). Деформация, обусловленная пре­

вращением, не начнет исчезать до тех пор, пока температу­ра не превысит Л_н, когда станет возможным протекание обратных превращений (участок EF на рис. 132, б). При нагреве выше точки А_к деформация, обусловленная пре­вращением, полностью исчезнет и восстановится первона­чальная форма образца, т. е. проявляется эффект запоми­нания формы.

В температурном интервале Л_н<7'д<Л_к восстанавли­ваемая деформация является суммой деформаций е_су+ +е _ЭЗф . Температурные интервалы деформации, приводя­щей к раздельному и совместному проявлению эффекта за­поминания формы и сверхупругости, указаны на рис. 130.

Первые промышленные сплавы, обладающие эффектом запоминания формы, — это сплавы нитинол на базе интер- металлида NiTi, у которого высокотемпературная модифи­кация претерпевает мартенситное превращение.

Из сплавов нитинол с точкой Af_H выше комнатной тем­пературы [пример — сплав с 50 % (ат.) Ni и 50 % (ат.) TiJ изготовляют саморазвертывающиеся устройства, в частно­сти антенны. Изделию дои повышенной температуре при­дают требуемую для эксплуатации форму, при которой оно занимает большой объем или имеет большую длину. Затем изделие свертывают (деформируют) при комнатной темпе­ратуре, чтобы транспортировать его в компактном виде. После доставки к месту назначения изделие нагревают для восстановления формы и оно само развертывается. Такие развертывающиеся устройства представляют большой ин­терес для космической техники.

Сплавы нитинол с точкой М_к вблизи —150°С [напри­мер, сплав с 50 % (ат.) Ti, 3—4 % (ат.) Fe, ост. Ni] при­меняют для изготовления соединительных муфт и уплотне­ний трубопроводов. Деформацию такой детали, например для увеличения внутреннего диаметра муфты, проводят в жидком азоте. После установки муфты на стык труб она отогревается до комнатной температуры и, восстанавливая свою первоначальную (до деформации) форму, обеспечи­вает плотное и прочное соединение труб.

Разработано множество других предложений практиче­ского использования ЭЗФ и сверхупругости. Создаются бо­лее дешевые, чем нитинол, медные сплавы, обладающие этими свойствами.

3. Механическая стабилизация аустенита

Пластическая деформация; не вызывающая образования мартенсита непосредственно в период деформирования,

может повлиять на кинетику мартенснтного превращения при последующем охлаждении. Она способна интенсифи­цировать последующее мартенситное превращение, повы­шая температуру его начала, увеличивая скорость превра­щения и уменьшая количество остаточной исходной фазы.

Но она же способна оказать и тормозящее влияние, снижая^

т

20

-200 -150 -100 -50 Температура°С

Рнс. 133. Зависимость начальной скорости изотермического мартен- ситного превращения от темпера­туры в сплаве Fe—17,2 % Сг—9,1 % Ni после деформации аустенита прн 100 °С с обжатием 8 и 17 % (Г. В. Курдюмов, О. П. Максимо­ва, А. В. Ннконорова)

Небольшая предваритель­ная деформация обычно акти­вирует мартенситное превра­щение при последующем охла­ждении, а большая затрудняет его (рЪс. 133). Это объясняет­ся тем, что малые деформации создают такие структурные на­рушения в исходной фазе и такие локальные поля на­пряжений, которые делают энергетически выгодным заро­ждение мартенсита в соответствующих участках. Боль­шие же деформации создают такие сильные нарушения npaL вильного строения исходной фазы, которые затрудняют когерентный рост мартенснтного зародыша на самых на­чальных его стадиях. Чем выше температура деформировав ния и ниже предел упругости исходной фазы, тем с мень­ших степеней деформации проявляется механическая ста­билизация. J

§ 38. Изменение свойств сплавов при закалке на мартенсит

1. Упрочнение при закалке

Важнейшее явление, сопровождающее закалку на мартен­сит,— упрочнение, повышение твердости. Именно благода­ря упрочнению и была открыта в древности, а затем широ­ко использована закалка сталей.

Природа сильного упрочнения при закалке сталей пред­ставляла загадку на протяжении многих веков. Сейчас ка­жутся необычайно наивными средневековые представления

о сверхъестественных силах, вызывающих упрочнение при погружении раскаленного клинка в шипящую воду, а так­же попытки даже на рубеже XX столетия связать высокую твердость закаленной стали с переходом ее углерода в ал­маз.

В познании механизма упрочнения при закалке решаю­щую роль сыграли выяснение природы самого мартенсит- ного превращения и изучение структуры мартенсита. В об­щих чертах механизм упрочнения при закалке на мартенсит теперь вполне понятен, но многие важные его детали еще требуют выяснения.

Попытки объяснить большую твердость закаленной ста­ли какой-либо одной причиной экспериментально не под­твердились. Можно уверенно утверждать, что упрочнение при закалке стали на мартенсит является результатом дей­ствия нескольких механизмов торможения дислокаций.

Важнейшая роль во всех теориях упрочнения при за­калке сталей справедливо отводится углероду. Однако не­обходимо иметь в виду, что мартенситное превращение в чистом железе и в безуглеродистых сплавах способно при­вести к повышению прочностных свойств в 3—4 раза по сравнению с отожженным состоянием. Так, по сравнению с обычной ферритной структурой твердость железа в ре­зультате мартенснтного превращения возрастает с НУ 60 до HV 200, а временное сопротивление — с 200 до 900 МПа, У отожженного сплава железа с 8 % Сг и 0,45 % Ni предел текучести равен 220 МПа, а у закаленного с 1000 °С он со­ставляет 800 МПа.

Мартенсит в отличие от фазы того же химического со­става, но образовавшейся при медленном охлаждении вследствие неупорядоченной перестройки решетки, харак­теризуется повышенной плотностью дефектов: двойниковых прослоек и дислокаций (см. § 35). Плотность дислокаций в мартенсите доходит до 10¹⁰—10¹² см~², т.е. по порядку величины такая же, как и в холоднодеформированном ме­талле. Границы двойников и сплетения дислокаций служат барьером для скользящих дислокаций, т. е. упрочняют мар­тенсит. Фазовый наклеп, возникающий при мартенситном превращении, в той или иной степени вносит вклад в уп­рочнение всех металлов и сплавов, закаливаемых на мар­тенсит.

Рассмотрим роль углерода в упрочнении при закалке

сталей. С увеличением содержания углерода в мартенсите твердость его непрерывно возрастает. Здесь следует обра­тить внимание на то, что твердость закаленной стали и твердость кристаллов мартенсита — это не одно и то же, так как в закаленной стали имеется остаточный аустенит. Твердость стали, закаленной с температур в аустенитной области, с увеличением содержания углерода в стали про­ходит через максимум при концентрации около 0,9 % С, а

з

HRC

fe о,2

Рис. 134. Зависимость твердо­сти от состава двойных спла­вов Fe—С после закалки нх с температур аустенитной обла­сти (Литвинчук, Кейзер н Бэй- кер)

Способность стали к повыше­нию твердости при закалке назы­вается закаливаемостью. Закали­ваемость характеризуется максимальной твердостью, кото­рая может быть получена при закалке данной стали на по- , верхности изделия. ^

При мартенситном превращении аустенита образуется пересыщенный раствор углерода в a-железе и тем сильнее пересыщенный, чем больше углерода содержит аустенит. Интересно, что с ростом содержания углерода в мартенси­те межатомные силы не только не усиливаются, а, наобо­рот, даже несколько ослабевают. Это обусловлено увели­чением расстояний между атомами железа под действием внедренных атомов углерода. Тем не менее углерод повы­шает твердость мартенсита. Объясняется это прежде всего тем, что атомы углерода, внедренные в решетку а-железа, затрудняют скольжение дислокаций в мартенсите (так называемый твердорастворный механизм упрочне­ния).

• В период закалки или при вылеживании стали после за­калки атомы углерода в кристаллах мартенсита образуют атмосферы на дислокациях, закрепляют их. В сталях с вы­

• сокой точкой М_н, например в углеродистых, содержащих менее 0,5% С (М„>300°С, см. рис. 111), в период зака­лочного охлаждения в мартенситном интервале создаются наиболее благоприятные условия для частичного распада мартенсита с выделением дисперсных частиц карбидов, т.е. самоотпуска (см. § 52). Кроме того, в любых сталях углерод при обычных скоростях закалки успевает образо­вывать сегрегации на дефектах решетки аустенита в пери­од охлаждения стали выше точки М_н. Сегрегации углерода в аустените наследуются мартенситом, а поскольку он и так пересыщен углеродом, то эти сегрегации становятся местами зарождения частиц карбида. С этим согласуется то, что при очень больших скоростях охлаждения твердость кристаллов мартенсита оказывается почти в полтора раза ниже, чем после обычной закалки.

Из-за действия указанных выше механизмов упрочне­ния углерод оказывает столь сильное упрочняющее влия­ние на мартенсит, что твердость закаленной стали практи­чески не зависит от содержания легирующих элементов, растворенных в мартенсите по способу замещения, а опре­деляется только концентрацией углерода.

Суммируя, можно сделать заключение, что сильное уп­рочнение сталей при закалке на мартенсит обусловлено об­разованием пересыщенного углеродом a-раствора, появле­нием большого числа двойниковых прослоек и повышением плотности дислокаций при мартенситном превращении, об­разованием на дислокациях атмосфер из атомов углерода и выделением из а-раствора дисперсных частиц карбида. Вклад каждого из этих факторов в общее упрочнение при закалке окончательно не установлен.

Начинающие изучать термическую обработку часто рассматривают сильное упрочнение при закалке сталей как явление, исключительное по своему эффекту, по приросту твердости. Обратимся к фактам. Твердость эвтектоидной стали в отожженном состоянии составляет НВ 180, а в за­каленном НВ 650. Следовательно, закалка повышает ее твердость в 3,5 раза.

Упрочнения металлов и сплавов достигают также дру­гими путями. При холодной пластической деформации твер­дость легко увеличить вдвое и даже втрое. Увеличивая кон­центрацию твердого раствора при легировании металла, особенно раствора внедрения, можно повысить твердость в несколько раз. Например, твердость раствора титана с 0,7 % О в три раза больше твердости чистого титана (атомы кислорода внедрены в решетку сх-титана). Сильное упроч­нение достигается при дисперсионном твердении старею­щих сплавов. Например, старение бериллиевой бронзы при 350 °С приводит к увеличению твердости в четыре раза (I) по сравнению с закаленным состоянием. При сопоставле­нии с приведенными примерами эффект упрочнения при за­калке сталей не выглядит чем-то выдающимся, особенно если учесть одновременное действие нескольких механиз­мов упрочнения.

В сплавах других систем (не на основе железа) упроч­нение при закалке на мартенсит может быть вызвано дей­ствием тех же механизмов, что и при закалке сталей и без- углеродистых железных сплавов. Наиболее общим является механизм фазового наклепа, свойственного всем мартен- ситным превращениям в металлах и сплавах и состоящего в увеличении плотности дефектов кристаллической решетки.

2. Изменение пластичности при закалке

Закалка углеродистых сталей приводит к резкому сниже-1 Гнию всех показателей пластичности. Относительное удли-^; \ нение и сужение закаленных высокоуглеродистых сталей равны нулю. В то время, когда считалось, что мартенсит-; ное превращение протекает только в сталях, обычно под-i черкивалось, что мартенсит тверд, но хрупок. Когда же| обнаружили мартенситное превращение в безуглеродистых j железных сплавах и сплавах цветных металлов, то оказа­лось, что хрупкость не является общим свойством, прису- ^гЪ*им любому мартенситу. Теперь установлено, что низкое] сопротивление хрупкому разрушению мартенсита в сплавах] железа связано с присутствием в о. ц. к. решетке элементов] внедрения — углерода и азота.

Основная причина резкого охрупчивания при закалке углеродистых сталей —малая подвижность дислокаций мартенсите, содержащем углерод. Это вызвано, во-первых,1 ' повышенным сопротивлением решетки раствора внедрения! скольжению дислокаций и, во-вторых, закреплением дисло-] каций атмосферами из атомов углерода. Из-за низкой под-¹ вижности дислокаций не происходит релаксации напряжен ний у вершины хрупкой трещины вследствие микропласти*, ческой деформации, чем и объясняется низкое сопротивлений мартенсита распространению трещины.

I*— Зарождению хрупких трещин способствует локальная концентрация микронапряжений около скоплений дислока­ций в мартенсите. Следовательно, мартенсит углеродистых сталей обладает пониженным сопротивлением зарождения особенно низким сопротивлением развитию хрупких тре

щин. В высокоуглеродистых сталях микротрещины можно увидеть сразу же после закалки, еще до приложения внеш­ней нагрузки.

Картина резко меняется, если углерод вывести из соста­ва сплава. Так называемые мартенситно-стареющие стали, являющиеся безуглеродистыми сплавами железа с нике­лем, кобальтом, молибденом и титаном, после закалки на мартенсит отличаются высокими показателями пластично­сти (6=14-г-20%, -ф=70н-80 %). Эти сплавы в закален­ном состоянии можно обрабатывать при комнатной темпе­ратуре давлением с высокими обжатиями, в то время как закаленную высокоуглеродистую сталь из-за хрупкости вообще невозможно обработать давлением при комнатной температуре.

Высокие показатели пластичности безуглеродистых же­лезных сплавов после закалки на мартенсит объясняются следующим. В мартенсите закаленных мартенситно-старе- ющих сталей, содержащих не более 0,03 % С, имеются не­закрепленные дислокации. Никель и кобальт, содержащие­ся в большом количестве в этих сталях (например, сталь с 18 % Ni и 8 % Со), увеличивают подвижность дислокаций в мартенсите, так как они понижают сопротивление решет­ки мартенсита скольжению дислокаций и уменьшают сте­пень закрепления дислокаций атомами примесей углерода и азота. Высокая подвижность дислокаций в железонике­левом мартенсите обеспечивает разрядку напряжений у вершины трещины, повышая сопротивление хрупкому раз­рушению.

Если отвлечься от проблемы хрупкости твердых раство­ров с о. ц. к. решеткой, содержащих элементы внедрения, то следует заметить, что закаленные на мартенсит металлы и сплавы в общем могут иметь довольно высокие показа­тели пластичности, хотя после мартенснтного превращения из-за повышенной плотности дефектов решетки показатели пластичности должны быть ниже, чем после полиморфного превращения с неупорядоченной перестройкой решетки.

§ 39. Бейнитное превращение

1. Строение бейиита

В углеродистых сталях ниже изгиба С-кривой, в интервале примерно 500—250 °С, происходит бейнитное превращение. Оно называется также промежуточным превращением — промежуточным между перлитным и мартенситным. Кине­тика этого превращения и получающиеся структуры имеют черты кинетики и структур, наблюдаемых при диффузион­ном перлитном и бездиффузионном мартенситном превра­щениях.

В результате бейнитного превращения образуется смесь a-фазы (феррита) и карбида, которая называется бейни- том. Карбид в бейните не имеет пластинчатого строения, свойственного перлиту. Карбидные частицы в бейните очень дисперсны, их можно обнаружить только под элек­тронным микроскопом.

'' Различают верхний и нижний бейнит, образующийся соответственно в верхней и нижней части промежуточного интервала температур (условная граница между ними 350 °С). Верхний бейнит имеет перистое строение, а ниж­ний — игольчатое, мартенситоподобное. Нижний бейнит по виду микроструктуры бывает трудно отличить от отпущен­ного мартенсита.

Электронно-микроскопический анализ показал, что суб­структура a-фазы верхнего бейнита аналогична субструк­туре реечного мартенсита низкоуглеродистых сталей, а строение а-'фазы нижнего бейнита ближе к строению мар­тенсита сталей с более высоким содержанием углерода. 'В верхнем бейните a-фаза состоит из реек шириной 5—

1. 10 мкм и толщиной менее 1 мкм, а карбидные частицы рас* положены между рейками или/и по границам, и внутри реек. Следовательно, в верхнем бейните карбид выделя­ется преимущественно из аустенита. В нижнем бейните ча­стицы карбида находятся внутри пластин a-фазы, т. е. кар­бид образуется при ее распаде. Внутри a-фазы и в верхнем, и в нижнем бейните повышена плотность дислокаций.

Продукты изотермического превращения переохлажден­ного аустенита в промежуточном интервале температур по своим физическим свойствам, составу и структуре фаз близ­ки к продуктам отпуска мартенсита закаленной стали, если температуры бейнитного превращения и отпуска одинако- \ вы^I. Ферритная фаза в бейните является пересыщенным j раствором углерода в а-железе.

Карбидная фаза в верхнем бейните — цементит, а в ниж­нем бейните — е-карбид, который заменяется цементитом с ^увеличением времени выдержки (как и при отпуске стали).

Специальные карбиды в легированных сталях, образу­ющиеся в перлитном интервале, при бейнитном превращег V нии не появляются. Содержание легирующих элементов в

г-карбиде и .цементите бейнита такое же, как и в исходном аустените. Здесь полная аналогия с отпуском легированных, сталей (см. § 51, п. 2). Следовательно, легирующие эле­менты при бейнитном превращении не перераспределяются.

В сталях, легированных кремнием, карбид может вооб-' ще не образовываться и бейнит состоит из a-фазы и оста^ точного аустенита.

2. Кинетика бейнитного превращения

В бейнитном интервале температур, так же как ,и в перлит-' ном, переохлажденный аустенит начинает распадаться после, некоторого инкубационного периода. У сталей, легирован^ ных карбидоообразующими элементами (Сг, W, Мо и др.)» под С-кривыми перлитного распада находятся С-кривые начала и конца бейнитного превращения (рис. 135). Области

1 10' 10^г 10³ 10* 1 10' 10^г 10³ 10“

lg времени, (с)

Рис. 135. Диаграммы изотермического распада аустенита легированных ста­лей с обособленными С-кривыми перлитного и бейнитного превращений (Розе и Петер):

а. — сталь с 0,43% С, 1,22% Сг, 0,82% Мп н 0,11 % V: / — начало образова­ния феррита; 2— начало образования перлита; 3— конец образования перли­та; 4 — начало образования бейнита; 5 — конец образования бейннта; б — сталь с 0,43 % С и 3,52 % Сг: 1 — начало образования перлита; 2 — конец об­разования перлита; 3 — начало образования бейнита; 4 — конец образования бейнита

800 700

|ш

S 500

*

S 600

Л

^к 300 200

перлитного и бейнитного превращений в этих сталях могут частично перекрываться. Например, на рис. 135, а показано, что при 500 °С через 100 с начинается бейнитное превраще­ние, которое примерно через 60 мин от начала изотермиче­ской выдержки переходит в перлитное.

У высоколегированных сталей С-кривые перлитного и бейнитного превращения могут быть разделены температур­ным интервалом высокой устойчивости переохлажденного аустенита, в котором перлитный распад не происходит в те­чение многих часов, а для бейнитного превращения переох­лаждение еще недостаточно велико (рис. 135, б). Макси­мальную температуру на С-кривой начала бейнитного пре­вращения обозначают точкой Б_п (или B_s). _у

Кинетика бейнитного превращения похожа на кинетику перлитного не только наличием инкубационного периода, но и характером нарастания объема во время изотермиче­ской выдержки: вначале доля превращенного объема аусте­нита нарастает с ускорением, а затем с замедлением (см. кинетическую кривую на рис. 68). Вместе с тем во многих легированных сталях бейнитное превращение имеет харак­тернейшую особенность мартенснтного превращения — оно не доходит до полного исчезновения аустенита. Каждая точка на С-кривой конца бейнитного превращения (напри­мер, кривой 4 на рис. 135, б) соответствует определенному (и разному) количеству остаточного аустенита. С удалени­ем температуры превращения от точки Б„ количество бейни­та возрастает (от нуля при температуре Б_п), а количество остаточного аустенита уменьшается (здесь аналогия с уменьшением количества остаточного аустенита при пони­жении температуры мартенснтного превращения, см. § 36).

В большинстве сталей при бейнитном превращении су­щественно возрастает содержание углерода (и период ре­шетки) в аустените. В некоторых сталях при увеличении изотермической выдержки концентрация углерода в аусте­ните начинает снижаться, а в высокоуглеродистых сталях она снижается с самого начала бейнитного превращения, что связано с выделением карбида из аустенита.

Аустенит, оставшийся непревращенным в бейнитном ин­тервале, при охлаждении стали до комнатной температуры частично превращается в мартенсит, причем точка М_к ока­зывается ниже, чем у той же стали при образовании мар­тенсита из исходного аустенита. Аустенит после бейнитного превращения неоднороден по содержанию углерода, и мар­тенсит образуется в участках, обогащенных углеродом.

Бейнитное превращение, как и перлитное, может совер­шаться не только при изотермической выдержке, но и при непрерывном охлаждении (см. ниже на рис. 138 пе­ресечение кривой охлаждения с кривой начала бейнитного превращения на термокинетической диаграмме).

Размер аустенитного зерна практически не сказывается на кинетике бейнитного превращения.

У углеродистых сталей бейнитное превращение не обо­соблено от перлитного. Например, в эвтектоидной стали пер­лит и бейнит образуются в интервале температур ~400— 600 °С. При более высоких температурах в структуре доми­нирует продукт перлитного превращения, а небольшие уча­стки верхнего бейнита трудно выявить. При более низких температурах в структуре доминирует бейнит.

Тщательно поставленные эксперименты показали, что начало распада аустенита при перлитном и бейнитном пре­вращениях в углеродистых сталях характеризуется раздель­ными С-кривыми, но так как инкубационные периоды у этих превращений при одной и той же температуре очень близ­ки, то распад аустенита углеродистых сталей изображают единой С-кривой (см. рис. 80).

Г). Л1еханизм бейнитного превращения

Бейнитное превращение включает следующие основные про­цессы: -у->-а-перестройку решетки, перераспределение угле­рода, выделение карбида. Механизм бейнитного превраще­ния все еще остается дискуссионным.

Спорными являются следующие важные вопросы: 1) в какой последовательности совершаются процессы -у—>-а-пе­рестройки, перераспределения углерода и выделения карби­дов; 2) каков механизм образования феррита; 3) из какой фазы (аустенита или феррита) выделяется карбид.

Большинство исследователей считают, что во всем тем­пературном интервале бейнитного превращения феррит об­разуется из аустенита по мартенситному механизму. В поль­зу этого представления говорят следующие факты: образо­вание рельефа на плоской полированной поверхности образца (при перлитном превращении рельеф не возникает), присутствие в легированных сталях остаточного аустенита после окончания бейнитного превращения (перлитное пре­вращение всегда доходит до исчезновения аустенита), сход­ство микроструктур нижнего бейнита и отпущенного мар­тенсита, близость кристаллографии феррита в бейните и мартенсита, сходство субструктур верхнего бейнита и малоуглеродистого мартенсита.

Механизм бейнитного превращения, своеобразие его ки­нетики, близость и к перлитному, и к мартенситному превра­щениям можно объяснить следующим. Бейнитное превраще­ние происходит при температурах ниже 500—450 °С, т. е. ниже порога рекристаллизации железа. Это означает, что в бейнитном интервале практически полностью подавлено диффузионное перемещение атомов основного компонента— железа. Поэтому становится невозможным образование фер­рита путем неупорядоченной -у-кх-перестройки, т. е. подав­ляется перлитный распад. Но выше 200—250 °С еще доста­точно активно идет диффузия углерода, которая делает воз­можным выделение карбида из аустенита и феррита.

Имеются доказательства того, что в инкубационный пе- / риод в исходном аустените углерод перераспределяется пе-/

ред бейнитным превращением. Участки аустенита с низкой концентрацией углерода претерпевают мартенситное превращение.

Кристаллы a-фазы образуются в промежуточном интер­вале температур путем когерентного роста при упругой свя­зи с исходной ^-фазой, т. е. точно так, как растут пластины мартенсита при превращении ниже мартенситной точки М„. Но в отличие от чисто мартенснтного превращения, для которого характерно «мгновенное» образование пластин мартенсита, при бейнитном превращении пластинки а-фазы растут сравнительно медленно. Это объясняется тем, что в промежуточном интервале температур a-фаза может обра­зоваться только из у-фазы, обедненной углеродом, и, следо­вательно, скорость роста кристаллов a-фазы контролируется скоростью диффузионного отвода атомов углерода. При от. воде этих атомов точка М_н в аустените непосредственно у границы с a-фазой повышается и мартенситная перестройка у->а идет при температуре, которая выше точки М_н, харак­терной для данной стали.

В момент мартенснтного превращения концентрация уг­лерода не меняется, а изменяется только решетка и образу­ется пересыщенный а-раствор. Поэтому сейчас же после у->а-превращения начинается выделение карбида (цемен­тита или е-карбида) из а-раствора, т. е. фактически про­исходит отпуск (см.§ 51).

В участках аустенита, которые перед -у->-а-превращени­ем обогатились углеродом, может выделиться карбид.

Легирующие элементы, растворенные по способу заме­щения, не успевают перераспределиться при бейнитном пре­вращении, и содержание их в феррите и аустените одина­ково.

Разницу между строением верхнего и нижнего бейнита связывают с разной подвижностью углерода в верхней и нижней части температурного интервала бейнитного пре­вращения.

При высоких температурах бейнитного превращения а- фаза содержит мало углерода, успевающего отводиться в аустенит от продвигающейся границы а/\, и карбид выде­ляется прямо из аустенита между пластинами а-фазы — формируется верхний бейнит. При низких температурах пре­вращения из-за меньшей подвижности углерода а-фаза пересыщена им и частицы карбида выделяются внутри а- пластин — формируется нижний бейнит.

Термин «бейнитное превращение», первоначально пред­ложенный при изучении изотермических превращений в ста­лях, впоследствии был распространен на некоторые цветные сплавы: р-латуни, алюминиевые и оловянные бронзы, тита­новые сплавы и др.

В латуни из (3-фазы при охлаждении может выделяться a-фаза (см. рис. 103). При небольших переохлаждениях а- фаза выделяется обычным диффузионным путем. При боль­ших переохлаждениях, например ниже 350 °С в сплаве с 41 % Zn, a-фаза образуется в виде тонких пластин, давая рельеф на полированной поверхности образца. Пластины а-фазы состоят из регулярных рядов дефектов упаковки, как и мартенсит, который в р-латуни образуется при темпера­турах ниже 0°С. Ориентационное соотношение решеток а- и p-фазы подобно ориентационному соотношению в латуни, испытавшей мартенситное превращение. Вместе с тем от чисто мартенснтного превращения рассматриваемое выде­ление пластин а-фазы качественно отличается тем, что про­исходит диффузионное перераспределение цинка: а-фаза содержит меньше цинка, чем исходная p-фаза. Указанные особенности позволили отнести образование пластинчатой а-фазы в переохлажденной р-латуни к бейнитным превра­щениям.

При бейнитном превращении в р-латуни сначала проис­ходит бездиффузионная мартенситная перестройка решетки р->а, а затем диффузионное перераспределение компонен­тов между а- и p-фазами вслед за медленно продвигающей­ся границей а/р. Бейнитное превращение в латуни, как и в стали, развивается в том температурном интервале, где по­движность атомов основного компонента (меди) уже очень мала, а у другого (цинка) еще достаточна, чтобы осущест­вить его отвод от продвигающейся межфазной границы мар­тенситной фазы.

4. Механические свойства стали с беннитной структурой

Бейнит прочнее перлита, причем его прочностные свойства растут с понижением температуры изотермического превра­щения (рис. 136).

Повышенная прочность бейнита обусловлена малым раз­мером ферритных кристаллов, дисперсными выделениями карбида, повышенной плотностью дислокаций, закреплен­ных атомами углерода, и искажением решетки феррита из- за пересыщенности его углеродом и легирующими элемен­тами.

Предел текучести бейнита связан с размером ферритных кристаллов соотношением Холла-—Пётча (17), так как гра­ницы a-кристаллов служат эффективными барьерами для

дислокаций. С понижением температуры изотермического превращения в бейнитном интервале из-за более медленно­го отвода в аустенит атомов углерода от границы а/-у кри­сталлы феррита получаются мельче, и это является одной из главных причин повышения прочностных свойств бейнита.

Частицы карбидов, находящиеся внутри а-фазы, тормо­зят движение дислокаций тем эффективнее, чем больше их в единице объема и чем они равномернее распределены. В

в

Рис. 136. Зависимость механи­ческих свойств эвтектоидной стали от температуры превра­щения аустенита (Гензамер)

!■§>'

^ I 350 1,50 550 650 750

Температура превращения °C

1600 § - \1т %%mo

'i4

§ I WOO

На рис. 136 показано, что пластичность при переходе из перлитной области в бейнитную падает, а затем с пониже­нием температуры вновь возрастает. Снижение пластично­сти связано с тем, что строение верхнего бейнита сравни­тельно грубое. Частицы карбида, расположенные по грани­цам ферритных кристаллов, понижают пластичность' бейнита. В нижнем же бейните частицы карбидов находятся внутри а-фазы, и поэтому пластичность у него более высо­кая.

Стали со структурой нижнего бейнита, как правило, об­ладают большей вязкостью, чем после закалки на мартен­сит и отпуска на равную твердость и прочность. Вязкость JI особенно высока у сталей, легированных кремнием, в кото­рых бейнит состоит из а-фазы и обогащенного углеродом аустенита, а карбидной фазы нет.

На получении бейнитной структуры основана бейнитная ) закалка (см. § 41). Кроме того, в так называемых бейнит- J

ных сталях бейнитная структура формируется при охлажде­нии на воздухе с температуры горячей прокатки или при простой термообработке с нагревом до аустенитного состоя­ния и охлаждением на воздухе. В таких сталях С-кривая бейнитного превращения должна быть сильно сдвинута к оси ординат, а выделение избыточного феррита, наоборот, должно быть медленным, чтобы он не выделился при не­прерывном охлаждении до начала бейнитного превращения. Этим требованиям удовлетворяет, например, малоуглероди­стая сталь, легированная 0,5 % Мо и бором.

§ 40. Прокаливаемость сталей

1. Прокаливаемость и критическая скорость охлаждения

При закалке на мартенсит сталь должна охлаждаться с за­калочной температуры так, чтобы аустенит, не успев пре­терпеть распад на феррито-карбидную смесь, переохладился ниже точки М_н. Для этого скорость охлаждения изделия должна быть выше критической. Критическая скорость ох­лаждения — это минимальная скорость, при которой аусте­нит еще не распадается на феррито-карбидную смесь.

В первом приближении критическая скорость охлажде­ния при закалке определяется наклоном касательной к С- кривой начала распада аустенита (&_Кр на рис. 137). При та­ком определении получается величина, примерно в 1,5 раза превышающая истинную критическую скорость. Истинную скорость и_кр можно получить при использовании термокине­тических диаграмм. На рис. 138 представлена такая диа­грамма для стали 35ГС. Пересечения кривых охлаждения с линиями термокинетической диаграммы показывают тем­пературы начала и конца соответствующего превращения, а цифры у кривых — значения твердости по Бринеллю по окончании охлаждения. Минимальная скорость охлаждения при закалке на мартенсит стали 35ГС должна быть такой, чтобы не началось бейнитное превращение (А->Б).

Скорость охлаждения на поверхности изделия может быть больше критической, а в центре меньше. В этом случае аустенит в поверхностных слоях превратится в мартенсит, а в центре изделия испытывает перлитное превращение, т. е. деталь не прокалится насквозь. Прокаливаемость — одна из важнейших характеристик стали. Под прокаливаемостью понимают глубину проникновения закаленной зоны.

Прокаливаемость зависит прежде всего от критической скорости охлаждения. На рис. 139 изображена кривая рас­

пределения скоростей охлаждения по диаметру цилиндри­ческого образца в сопоставлении с величиной критической скорости. Кольцевой поверхностный объем изделия охлаж­дается со скоростью больше критической, и поэтому он за­кален на мартенсит. Сердцевина цилиндра охлаждается со скоростью меньше, чем критическая, и поэтому она не за-

Рис. 137. Определение критиче­ской скорости закалки по С- диаграмме:

и — скорости охлажде­ния центра и поверхности из­делия; 1 — начало распада аустенита; 2— окончание рас­пада аустенита

ю

калена на мартенсит. В массивной детали большого сечения после закалки можно наблюдать всю гамму структур: плав­ный переход от мартенсита около поверхности через троос- томартенсит, троостит и сорбит до перлита в центре.

Если центр изделия охлаждается со скоростью больше критической, то деталь закаливается на мартенсит насквозь {рис. 139, б). Как видно на рис. 139, для увеличения про­каливаемое™ детали данного сечения необходимо или по­вышать скорость охлаждения (кривая 1 сдвигается вверх), или понижать критическую скорость закалки: и в том, и в другом случае заштрихованное сечение закаленной зоны бу­дет возрастать.

Критическая скорость охлаждения зависит от всех фак­торов, влияющих на скорость распада аустенита. Факторы, увеличивающие стойкость переохлажденного аустенита про­тив распада, т. е. сдвигающие С-кривые вправо, увеличива­ют прокаливаемость (при сдвиге С-кривой вправо каса­тельная к ней располагается под меньшим углом).

Так как для зарождения эвтектоида необходимы мест­ные обогащения и обеднения -у-раствора углеродом, то чем однороднее аустенит, тем более устойчив он против эвтекто­идного распада и тем больше прокаливаемость.

С укрупнением действительного аустенитного зерна уменьшается суммарная межзеренная поверхность, на кото­рой предпочтительно начинается распад, и прокаливаемость увеличивается.

У

О

а — несквозная прокаливаемость; б — сквозная прскаливаемос-ть; Т — кривая распределения скоростей охлаждения по диаметру цилинд­ра; 2— критическая скорость ох­лаждения (заштрихован слой, закаленный на мартенсит)

Более высокая критическая

скорость у заэвтектоидных сталей ооъясняется тем, что они закаливаются не из аустенитной области, а с темпера­тур выше А1, но ниже А_ст (см. ниже.рис. 14'3). С увеличени­ем содержания углерода в заэвтектоидной стали концент­рация его в аустените при нормальной температуре закалки (А+Зб-^бО) К не повышается, а количество цементита ра­стет. Частицы цементита, являясь затравкой для перлитно­го превращения, уменьшают устойчивость переохлажденно­го аустенита. Поэтому с повышением содержания углерода в заэвтектоидной стали критическая скорость закалки воз­растает. Если заэвтектоидные стали закаливать с темпера­тур выше А_ст (из аустенитной области), то критическая скорость охлаждения будет непрерывно уменьшаться с уве­личением содержания углерода в стали, так как при этом повышается концентрация углерода в аустените.

Прокаливаемость углеродистых и низколегированных сталей значительно возрастает при введении в них бора в количестве тысячных долей процента, что нашло практиче­ское применение.

Увеличение прокаливаемости под влиянием очень малых количеств бора объясняется тем, что этот элемент в аусте­ните поверхностно-активен. Он сегрегирует на границы зе­рен аустенита, что доказано экспериментально, и затруд­няет здесь зарождение избыточного феррита. Предполага­ется, в самом общем виде, что бор, сегрегируя на границу, неким образом изменяет строение тех микроучастков гра­ницы, которые являются потенциальными местами зарож­дения избыточного феррита.

Сталь одной марки, но разных плавок обладает различ­ной прокаливаемостью, что объясняется различием в раз­мере аустенитного зерна, влиянием неконтролируемых ко­личеств растворенных примесей и включений оксидов, ни­тридов, сульфидов и др.

За исключением кобальта, все легирующие элементы, растворенные в аустените, затрудняют его распад, уменьша­ют критическую скорость закалки и улучшают прокаливае­мость. Для этой цели широко используют добавки марган­ца, никеля, хрома и молибдена. Особенно эффективно комплексное легирование, при котором полезное влияние отдельных элементов на прокаливаемость взаимно усилива­ется. Например, для стали с 0,4 % С и 3,5 % Ni критическая скорость закалки равна 150 К/с, а добавление 0,75 % Мо снижает эту скорость примерно до 4 К/с.

Увеличение прокаливаемости при легировании испсЗйь- зуют в двух направлениях. Во-первых, применение легиро­ванной стали обеспечивает сквозную прокаливаемость в та­ких больших сечениях, которые невозможно прокалить на­сквозь, если использовать углеродистую сталь. Например, при закалке в воде стали 45 крйтический диаметр равен 20 мм, в то время как изделия из стали 40ХН2МА диаметром 120 мм прокаливаются насквозь при охлаждении в масле. Во-вторых, для изделий небольшого сечения замена углеро­дистой стали легированной позволяет перейти к менее рез­кому закалочному охлаждению. Применяя углеродистую сталь, можно прокалить насквозь изделие небольшого се­чения при закалке в воде. Но при этом могут возникнуть' недопустимо большие остаточные напряжения, а также ко­робление и трещины, особенно в изделиях сложной формы. С использованием легированной стали закалку в воде мож­но заменить более мягкой закалкой в эмульсии, масле или даже на воздухе.

Простейшей характеристикой является глубина прокаливае­мости изделия в определенном охладителе. Глубину прока­ливаемости можно определить методом пробной закалки по излому, макрошлифу и распределению твердости в сече­нии изделия. Закаленная на мартенсит сталь хрупка; в за­каленной зоне изделие имеет ровный мелкозернистый, ма­тово-серый, часто фарфоровидный излом. Непрокаленная сердцевина—более вязкая; у нее неровный, шероховатый, слегка волокнистый излом. Граница ме- ^ _ео жду этими двумя зонами очень g хорошо видна в изломе. 11

Н

HRC

пм

Рнс. 140. Распределение твердо­сти по диаметру образца из стали 60, закаленного с 815 °С: 1 — закалка в воде; 2 — закалка в масле; HRC^пм — твердость

Р

стали с полумартенситной стру­ктурой

Глубиной прокаливаемости условно считают расстояние от охлаждаемой поверхности до слоя с полумартенситной структурой (50 % троостита и 50 % мартенсита). В районе этого слоя на твердость очень сильно влияет расстояние от поверхности изделия. Поэтому глубину прокаливаемости как расстояние от охлаждаемой поверхности до слоя с по­лумартенситной структурой можно весьма точно определить, измеряя твердость изделия и пользуясь справочными дан­ными о твердости сталей разного состава с полумартенсит­ной структурой (HRC^nM на рис. 140). Пруток диаметром 38 мм из стали 60 при закалке в воде имеет глубину прока­ливаемости 7 мм, а при закалке в масле 0,4 мм.

Характеристикой прокаливаемости может, служить так­же критический диаметр, т. е. диаметр максимального се­чения, которое в данном охладителе прокаливается на­сквозь.

Д

Рнс. 141. Установка (а) и образец (б) для торцовой закалки:

1 — уравнительная трубка Для создания постоянства напора; 2 — на­порный бачок; 3 — штатив; 4 — образец; 5 — сопло; 6 — сливная ко­робка

Ф25

рованных сталей, за исключением закаливающихся на воз- духе, широко применяют стандартный метод торцовой за­калки (метод Джомини). Стандартный образец после на­грева в печи быстро переносят в специальную установку, в

к

Скорость охлаждения от 700"С, К/с 10555

33611Ь2 13,5 10,0 5,9 С,5 3,6 3,0 Z.5 60 г

3 6 12 18 24 30 35 1,2 СВ Расстояние от охлаждаемого торца, пп

Рис. 142 ли 40

Полоса прокаливаемости ста-

торца (рис. 141). После полного охлаждения об­разца по его двум диа­метрально противополож­ным образующим сошли- фовывают площадки на глубину 0,5 мм. По дли­не этих площадок через 1,5—3 мм измеряют твер­дость по шкале HRC и строят кривую прокали­ваемости в координатах твердость •— расстояние от торца. Чем меньше прокаливаемость стали, тем быстрее падает твердость при удалении от торца. Для разных пла­вок одной марки стали получается набор кривых прокали­ваемости, так как от плавки к плавке прокаливаемость меняется. Поэтому сталь определенной марки характеризу­ется марочной полосой прокаливаемости (рис. 142). Индек­сами (цифровыми показателями) прокаливаемости марки

могут служить максимальная и минимальная твердость на определенном расстоянии от охлаждаемого торца, или мак­симальное и минимальное расстояние от торца до точек с заданной твердостью (например, «полумартенситной»).

§ 41. Объемная закалка сталей

При объемной закалке изделие нагревают до заданной тем- пературы, одинаковой по всему его объему.

1. Нагрев под закалку

П

0,5 1,0 1,5

Содержание, %

Рис. ИЗ. Интервал температур на- гпева под закалку углеродистых сталей

Заэвтектоидные стали зака­ливают с температур, превы­шающих точку А\ на 35—60 К.

При закалке с температур в интервале A_t—А_ст в заэвтекто­идных сталях наряду с мартенситом имеется вторичный це­ментит, который повышает износостойкость инструмента. Нагрев до температур выше А_ст вреден, так как твердость закаленной стали получается ниже из-за растворения твер­дых цементнтных частиц и повышения количества остаточ­ного аустенита (см. рис. 134), укрупняется аустенитное зерно, усиливается обезуглероживание поверхности и рас­тут закалочные напряжения.

Температура нагрева под закалку большинства конст­рукционных и инструментальных легированных сталей на­ходится в пределах 800—880 °С (для каждой марки стали экспериментально подбирают свой более узкий интервал за­калочных температур). Стали с большим содержанием кар­бидообразующих элементов (W, Мо, V, Сг) закаливают с

более высоких температур, иногда близких к солидусу, что­бы перевести в аустенит большое количество труднораство­римых карбидов. Например, быстрорежущую сталь Р6М5 закаливают с температур 1200—1230 °С, а штамповую Х12Ф1 — с температур 1030—1050 °С.

Продолжительность выдержки при температуре нагрева должна быть такой, чтобы прошла гомогенизация аустени­та. Скорость нагрева желательно иметь максимальной для повышения производительности. При закалке с высоких температур некоторых высоколегированных, например бы­строрежущих, сталей для уменьшения термических напря­жений используют ступенчатый нагрев.

2. Охлаждение при закалке

Режим охлаждения при закалке должен прежде всего обес­печить необходимую глубину прокаливаемости. В то же время режим охлаждения должен быть таким, чтобы не возникали сильные закалочные напряжения, приводящие к короблению изделия и образованию закалочных трещин.

Закалочные напряжения складываются из термических и структурных напряжений. При закалке всегда возникает перепад температур по сечению изделия. Разная величина термического сжатия наружных и внутренних слоев в пери­од охлаждения обусловливает возникновение термических напряжений.

Мартенситное превращение связано с увеличением объ­ема на несколько процентов. Поверхностные слои раньше достигают мартенситной точки, чем сердцевина изделия. Мартенситное превращение и связанное с ним увеличение объема происходят в разных точках сечения изделия не од­новременно, что приводит к возникновению структурных напряжений.

Суммарные закалочные напряжения растут с увеличени­ем температуры нагрева под закалку и с повышением скоро­сти охлаждения, так как в обоих этих случаях возрастает перепад температур по сечению изделия. Увеличение пере­пада температур приводит к росту термических и структур, ных напряжений.

Для сталей наиболее вероятно возникновение закалоч­ных трещин в интервале температур ниже мартенситной точки, когда появляются структурные напряжения и обру- зуется хрупкая фаза ■— мартенсит. Выше мартенситной точ­ки возникают только термические напряжения, причем сталь находится в аустенитном состоянии, а аустенит пластичен.

Как показывает С-диаграмма, быстрое охлаждение не­обходимо в районе наименьшей устойчивости переохлажден­ного аустенита. Для большинства сталей этот район нахо­дится в интервале 650—400 °С. Выше и ниже этого интервала температур аустенит гораздо более устойчив против распа­да, чем около изгиба С-кривой, изделие можно охлаждать относительно медленно. Медленное охлаждение особенно важно проводить начиная с температур 300—200 °С, ниже которых в большинстве сталей образуется мартенсит. При замедленном охлаждении выше изгиба С-кривой уменьша­ются только термические напряжения, а в мартенситном ин­тервале снижаются и термические, и структурные напряже­ния.

В качестве закалочных сред наиболее широко использу­ют холодную воду, 10 %-ный водный раствор NaOH или ХаС1 и масла.

В табл. 6 приведены значения скорости охлаждения не­больших стальных образцов в двух температурных интер­валах для различных сред. Пока не найдено такой закалоч­ной жидкости, которая быстро охлаждала бы в перлитном интервале температур и медленно в мартенситном.

Холодная вода — самый дешевый и весьма энергичный охладитель. Он быстро охлаждает и в перлитном, и в мар- тенснтном интервалах температур. Добавки соли или ще­лочи увеличивают охлаждающую способность воды в пер­литном интервале. Главный недостаток воды — большая скорость охлаждения в мартенситном интервале.

Минеральное масло медленно охлаждает в мартенситном интервале (это его главное преимущество), но оно медлен­но охлаждает и в перлитном интервале (это его основной недостаток). Поэтому масло применяют для закалки сталей с хорошей прокаливаемостью.

Таблица 6. Скорость охлаждения стали в различных средах

С

Закалочная среда

650—550

Вода при 18°С

Вода при 74°С

10 %-ный раствор NaOH в воде при

18 °С

Минеральное масло

Нагретая вода не может заменить масло, так как нагрев резко уменьшает скорость охлаждения в перлитном интер­вале, но почти не изменяет ее в мартенситном интервале.

Относительно новый класс закалочных сред — водные растворы полимеров, которые в зависимости от концентра­ции полимера по охлаждающей способности могут занимать промежуточное положение между водой и маслом. В отли­чие от закалочных масел водные растворы полимеров при закалке в них стали не горят и не выделяют дыма. Кроме того, они дешевле масел. Пример—закалочная среда ПК-2, являющаяся водным раствором (0,5—2,5%) неполной же­лезной соли полиакриловой кислоты.

3. Способы закалки

Т

1 — в воде; 2 — ступенчатая; 3 — изотермическая

Рис. 144. Закалка через воду в масло (закалка в двух средах):

J — нормальный режим; 2 — недодерж­ка в воде; 3 — передержка в воде

Для уменьшения скорости охлаждения в мартенситном интервале применяют закалку в двух средах (рис. 144). Вначале деталь погружают в воду н после корот­кой выдержки в воде переносят в масло. Поэтому та­кой способ закалки называют закалкой через воду в масло.

Быстрое охлаждение в воде предотвращает перлитное превращение, а последующее замедленное охлаждение в масле уменьшает закалочные напряжения в мартенситном интервале. Наиболее ответственный момент—выдержка в во­

де, продолжительность которой устанавливают для каждого конкретного изделия. И передержка, и недодержка в воде могут привести к браку. Прн недодержке в воде происходит частичный или полный распад аустенита и получается зани­женная твердость, а при передержке возникают более силь­ные закалочные напряжения, которые могут привести к ко­роблению и образованию трещин. Несмотря на указанные недостатки, закалку через воду в масло широко применяют в производстве режущего инструмента из углеродистой ста­ли (углеродистая сталь обладает небольшой прокаливае- мостью, и режущий инструмент из нее нельзя закаливать в масле).

Другой способ уменьшения скорости охлаждения в мар­тенситном интервале — ступенчатая закалка (рис. 145). Нагретое до температуры закалки изделие быстро погружа­ют в ванну с горячей средой, а затем после некоторой вы­держки выдают на воздух или погружают в холодное масло. Впервые закалка в горячей среде была описана Д. К. Чер­новым. В 1885 г. в известном докладе «О приготовлении стальных бронепробивающих снарядов» Д. К. Чернов со­общил, что снарядная сталь при закалке в расплаве свинца с оловом приобретает такую же твердость, как и при за­калке в холодной воде.

При выборе режима ступенчатой закалки помогает С- диаграмма. Температуру горячей среды (температуру «сту­пеньки») выбирают вблизи мартенситной точки (на 20— 30 К выше нее) в области высокой устойчивости переохлаж­денного аустенита. Время выдержки в горячей среде (длина «ступеньки») должно быть меньше инкубационного периода при соответствующей температуре. Ступенчатая закалка более проста в исполнении, чем закалка через воду в мас­ло, и дает более стабильные результаты. Другое важное преимущество ступенчатой закалки — выравнивание тем­пературы по сечению изделия при выдержке в горячей сре­де. Мартенситное превращение после этой выдержки проис­ходит при медленном охлаждении и одновременно по всему объему, в результате чего уменьшаются закалочные напря­жения. Наконец, весьма существенное преимущество — то, что сталь при температуре «ступеньки» находится в аусте­нитном состоянии. После извлечения нз горячей среды из­делие некоторое время пластично и его можно править для устранения коробления. Это особенно ценно для тонких и длинных изделий, при закалке которых даже в горячей сре­де неизбежно коробление. Часто используют правку вруч­ную, но наилучшие результаты дает правка под прессом.

Правка может продолжаться при охлаждении ниже точки М_н, так как непосредственно в момент мартенснтного пре­вращения (но не после его окончания) пластичность повы­шена.

Основной недостаток ступенчатой закалки — малая ско­рость охлаждения в горячей среде (сравните кривые 1 и 2 на рис. 145). Поэтому применение ступенчатой закалки к углеродистым сталям ограничено изделиями небольшого се­чения (до 8—10 мм толщиной). Изделие большого сечения охлаждается в горячей среде медленно, и аустенит успева­ет претерпеть эвтектоидпый распад. Изделия из легирован­ных сталей, у которых меньше критическая скорость охлаж­дения, проще подвергать ступенчатой закалке. Так, напрн- мер, ступенчатой закалкой широко пользуются при обработке инструментов и деталей машин из хромистой ста­ли (ШХ15, ХВГиЭХС).

Разновидностью ступенчатой закалки является закалка в горячей среде, температура которой несколько ниже мар­тенситной точки. Более низкая температура «ступеньки» обеспечивает большую прокаливаемость, а так как количе­ство мартенсита еще невелико, то основные преимущества ступенчатой закалки сохраняются. Но править изделие при этом уже нельзя.

При ступенчатой закалке используют три группы горя­чих сред: минеральные масла, расплавы селитр и распла­вы щелочей.

Если длина «ступеньки», находящейся в температурном интервале бейнитного превращения, больше времени изо­термического распада аустенита, то операцию термообра­ботки называют изотермической или бейнитной закалкой ^кривая 3 на рис. 145).

Резкое уменьшение закалочных напряжений и коробле­ния — важное преимущество изотермической закалки. Кро­ме того, у изотермической закалки есть и другое преимуще­ство. При бейнитном превращении в некоторых легирован­ных сталях сохраняется большое количество остаточного аустенита, который не превращается в мартенсит при ох­лаждении после изотермической выдержки. Изотермическая закалка таких сталей обеспечивает высокую ударную вяз­кость, резко уменьшает чувствительность к надрезу по срав­нению с закаленной на мартенсит и отпущенной сталью. Следовательно, изотермическая закалка позволяет повысить конструктивную прочность стали. Ниже сравниваются ■свойства стали ЗОХГС после обычной закалки с отпуском и изотермической закалки:

Закалка с 880 °С в воде + отпуск

520 ^СС 1100 850 45

Изотермическая закалка с 880 °С в

селитре прп 300°С . . . 1650 1300 60

4. Закалка с обработкой холодом

Во многих сталях мартенситный интервал (Л4_Н—М_к) про­стирается до отрицательных температур (см. рис. 111). В этом случае в закаленной стали содержится остаточный ау­стенит, который можно дополнительно превратить в мартен­сит, охлаждая изделие до температур ниже комнатной. По существу такая обработка холодом (предложена в 1937 г. А. П. Гуляевым) продолжает закалочное охлаждение, пре­рванное при комнатной температуре, которая не является критической для металла.

Обработку холодом можно проводить всегда, когда точ­ка М_и лежит ниже нуля. Эффект обработки холодом зави­сит от количества остаточного аустенита при комнатной температуре. С увеличением содержания углерода в стали мартенситный интервал снижается в область более низких температур и увеличивается количество остаточного аусте­нита, который превращается в мартенсит при охлаждении закаленной сталл до температуры нижней мартенситной точки М_к. Охлаждение стали ниже точки М_к не имеет смыс­ла, так как оно не приводит к дополнительному мартенсит­ному превращению.

Основное назначение обработки холодом — стабилиза­ция размеров изделий. Структура закаленной стали с боль­шим количеством остаточного аустенита не стабильна. Уже при комнатной температуре, а тем более при небольшом климатическом понижении температуры остаточный аусте- иит постепенно превращается в мартенсит. Это превраще­ние сопровождается увеличением объема, и размеры изде­лия меняются. У таких изделий, как шарико- и роликопод­шипники, калибры и другой измерительный инструмент, размеры должны выдерживаться с точностью до микро­метра. Эти изделия для стабилизации размеров обраба­тывают холодом. Во многих случаях даже не требуется глубокого охлаждения ниже нуля, а достаточно охла­дить закаленную деталь в воде с температурой от +5 до + 10 °С.

Другое назначение обработки холодом -— повышение твердости и износостойкости режущего инструмента, штам­пов и измерительного инструмента.

Обработка холодом повышает твердость и износостой­кость и устраняет шлифовочные трещины в деталях из ле­гированных конструкционных сталей, подвергнутых цемен­тации. В высокоуглеродистом цементованном слое после за­калки содержится значительное количество аустенита, который уменьшает твердость стали и вследствие распада которого во время шлифования появляются трещины.

Обработкой холодом можно повысить магнитные свой­ства постоянных магнитов в результате дополнительного пе­рехода парамагнитного аустенита в ферромагнитный мар­тенсит.

При обработке холодом следует учитывать явление ста­билизации аустенита (см. § 36). Разрыв во времени между операцией закалки и обработкой холодом приводит в неко­торых сталях к сильной стабилизации аустенита при ком­натной температуре, а стабилизация уменьшает эффект об­работки холодом. Поэтому предельно допустимый разрыв регламентируют. Так, для измерительных плиток из стали X он не должен превышать 30 мин.

Обычно для обработки холодом требуются температуры не ниже -—80 °С.

5. Закалка с температур межкритического интервала

Длительное время считалось, что недогрев до температуры Ас₃ при закалке должен приводить к браку. Действительно, при такой неполной закалке среднеуглеродистых сталей из- за присутствия в их структуре мягкого феррита прочность и твердость получаются ниже, чем после полной закалки из аустенитной области.

С конца 70-х годов закалку с температур межкритиче­ского интервала Ас_{—Лс₃ начали подробно изучать в связи с разработкой и все более широким применением, особенно в автомобилестроении, так называемых двухфазных ферри. то-мартенситных сталей (сокращенно ДФМС). Эти низко­углеродистые и низколегированные стали (типичные марки 06ХГСЮ, 06Г2СЮ) закаливают с температур а+у-области для получения мелкозернистой ферритной матрицы с рав­номерно распределенными в ней островками мартенсита, объемная доля которого составляет 15—25 %. За рубежом такие материалы называют сталями с «дуальной структу­рой».

ДФМС отличаются высокой технологической пластично­стью при холодной штамповке листовых деталей и холод­ной высадке крепежных деталей. Хорошая штампуемость ДФМС обусловлена тем, что благодаря специфике состава

и структуры у них низкий предел текучести, отсутствует пло­щадка текучести на кривой растяжения, низкое отношение оод/ов и соответственно большое равномерное удлинение. Большой коэффициент деформационного упрочнения обес­печивает достаточно высокую прочность после изготовления детали холодной штамповкой или высадкой.

Закалка доэвтектоидных сталей с температур межкри- тического интервала характеризуется следующими особен­ностями, прямо вытекающими из диаграммы состояния. В стали заданного состава с повышением температуры за­калки в межкритическом интервале возрастает объемная доля аустенита и уменьшается содержание в нем углерода; соответственно увеличивается объемная доля мартенсита, уменьшается концентрация в нем углерода, повышаются критическая скорость охлаждения при закалке и темпера­тура начала мартенснтного превращения.

Для уменьшения предела текучести ДФМС желательно феррит исходной структуры частично заменить на перекри- сталлизованный феррит, получающийся при охлаждении ау­стенита с температуры нагрева в межкритическом интерва­ле и содержащий меньше кремния и фосфора, которые снижают пластичность. Увеличение доли перекристаллизо- ванного феррита достигается повышением температуры на­грева в межкритическом интервале и проведением охлажде­ния в две стадии: сначала замедленно, со скоростью 5— 30 К/с, и затем в воде. В первую стадию охлаждения из аустенита выделяется «новый» феррит, а во вторую образу­ется мартенсит. При этом возникает эффект саморегулиро­вания структуры: чем выше температура нагрева, тем больше аустенита в стали, меньше содержание в нем угле­рода и меньше устойчивость такого аустенита, т. е. больше получается феррита на стадии замедленного охлаждения. В результате если в момент начала охлаждения объемная доля аустенита была равна 50—65 %, то после закалки по­лучается около 25 % мартенсита.

Конкретный режим термообработки (температуру в меж­критическом интервале и скорость замедленного охлажде­ния) выбирают для каждой стали с учетом требуемого ком­плекса технологических и эксплуатационных свойств. На­пример, при количестве мартенсита 10—18 %а_в^450 МПа, а при количестве мартенсита 20—28 % а_в^550 МПа, но равномерное удлинение снижается с ростом объемной доли мартенсита.

§ 42. Поверхностная закалка сталей

Многие изделия должны иметь высокую поверхностную твердость, высокую прочность поверхностного слоя и вяз­кую сердцевину. Такое сочетание свойств на поверхности и внутри изделия достигается поверхностной закалкой. Для поверхностной закалки стального изделия необходимо на­греть до температур аустенитной области только поверхно­стный слой заданной толщины. Этот нагрев должен совер­шаться быстро, чтобы сердцевина вследствие теплопровод­ности также не прогрелась до закалочных температур. Разновидности поверхностной закалки различаются способами нагрева.

1. Закалка с индукционным нагревом

Как известно, с увеличением частоты переменного тока воз­растает неравномерность распределения его по сечению проводника. При высоких частотах можно считать, что ток практически идет лишь в тонком поверхностном слое. На использовании этого поверхностного эффекта основан ин­дукционный высокочастотный нагрев для поверхностной за­калки, предложенный в 1985 г. В. П. Вологдиным. Изделие помещают в индуктор с током высокой частоты. Для кон­струкционных сталей можно принять, что выше точки Кюри глубина проникновения тока, мм

6~500IVT, (33)

где f — частота тока, Гц. В слое этой толщины выделяется примерно 87 % всей тепловой энергии. Следовательно, глу­бина проникновения тока уменьшается с увеличением его частоты. Так, например, для стали 45 при 850 °С эта зави­симость иллюстрируется следующими данными:

/, Гц . . . 50 10000 70000 400000

6. мм . . . 80 5,5 2,1 0,9

После нагрева в индукторе на разогретую поверхность из спрейера выбрызгивается закалочная жидкость (спрейе- ром может служить сам индуктор в виде полой трубки с от­верстиями).

Скорость высокочастотного индукционного нагрева мо­жет доходить до 300—500 К/с, что на 2—4 порядка (!) боль­ше скорости обычного печного нагрева. Высокая скорость индукционного нагрева обусловливает важные особенности фазовых превращений и получающейся структуры.

На рис. 78 видно, что с повышением скорости нагрева фазовые превращения смещаются в область более высоких температур. К этому следует добавить, что в доэвтектоид- ных сталях повышение температуры при индукционном на­греве как бы обгоняет диффузию углерода, в результате чего избыточный феррит превращается в малоуглеродистый аустенит.

Следовательно, температура высокочастотной закалки должна быть выше температуры закалки при обычном печ­ном нагреве, и тем выше, чем больше скорость нагрева и rnv6ee выделения избыточного феррита. Например, сталь 40 при печном нагреве закаливают с температур 840— 860 °С, при индукционном нагреве со скоростью 250 К/с — с 880—920 °С, а при скорости нагрева 400 К/с — с 930— 980 °С.

Высокочастотной закалке желательно подвергать сталь с измельченной исходной структурой, для чего можно ис­пользовать нормализацию, а в отдельных случаях и улучше­ние, т. е. обычную сквозную закалку с высоким отпуском на сорбит.

С увеличением степени перегрева скорость зарождения центров аустенита растет быстрее линейной скорости их ро­ста. Поэтому в условиях высокочастотного нагрева, отли­чающихся снльным перегревом выше точек А_х и Л₃ и отсут­ствием выдержки при максимальной температуре, образу­ется очень мелкое аустенитное зерно. Его размер может находиться в интервале 2—7 мкм (до № 14 по ГОСТу), в то время как при печном нагреве под закалку обычно обра­зуются аустенитные зерна размером более 10 мкм (№ 7— 10).

Из-за большой скорости нагрева и отсутствия выдержки при максимальной температуре цикла диффузионные про­цессы оказываются незавершенными, и углерод распределен неоднородно в микрообъемах аустенита. Например, в стали 40 могут образоваться микроучастки аустенита, содержа­щие 1,7 % С.

Очень мелкое зерно, т. е. большая протяженность меж­зеренных границ, и неоднородность в распределении углеро­да делают аустенит менее устойчивым при перлитном пре­вращении. Поэтому после индукционного нагрева требуется интенсивное закалочное охлаждение.

В микрообъемах аустенита с разной концентрацией уг­лерода образуются кристаллы мартенсита, также разли­чающиеся по составу. В участках аустенита с низкой кон­центрацией углерода точка М_н высокая (см. рис. 113) и могут выделяться дисперсные карбиды при охлаждении мартенситных кристаллов в интервале от М„ до комнатной температуры. Аустенит с очень мелким зерном превраща­ется в очень мелкие кристаллы мартенсита.

Указанные выше особенности строения мартенсита в стали после индукционного нагрева обусловливают повы­шенное сопротивление хрупкому разрушению и даже не­сколько большую твердость (на 4—6 ед. HRC выше, чем при закалке с печным нагревом).

Закалку с высокочастотным индукционным нагревом, от­личающуюся большой производительностью, широко при­меняют для повышения твердости поверхности изделий, увеличения сопротивления изнашиванию и усталости. По­вышению предела выносливости способствуют остаточные сжимающие напряжения в поверхностных слоях. Так как глубина проникновения тока обычно не превышает глуби­ны прокаливаемости углеродистых сталей, то не требуется использовать легированные стали с повышенной прокали- ваемостью. Высокочастотную закалку широко применяют к деталям из дешевых углеродистых сталей, содержащих 0,4 % С и более.

Для каждой конфигурации детали необходимо изгото­вить свой индуктор и подобрать свой режим обработки. По­этому поверхностная закалка с индукционным нагревом рентабельна при серийном производстве однотипных дета­лей, как, например, в автомобильной промышленности.

2. Закалка с лазерным нагревом

Технологические лазеры начали сравнительно недавно ис­пользовать в промышленности для термической обработки металлов. Источником излучения, как правило, служат га­зовые С0₂-лазеры непрерывного действия.

Особенностью лазерной закалки является очень высокая концентрация энергии в тонком (обычно до 1 мм) поверх­ностном слое. Этот слой за чрезвычайно короткое время (сотые доли секунды и менее) нагревается до высоких за­калочных температур, а остальной объем изделия остается холодным. Когда нагретый участок выходит из-под пучка (например, в результате перемещения детали), он очень быстро охлаждается из-за теплоотвода в соседние холодные слои изделия.

Лазерную закалку проводят с плавлением и без плав­ления поверхностного слоя. Первый случай, принципиально отличающийся от всех остальных видов термической об­работки, является самостоятельным видом закалки и ана­лизируется в гл. X. Ниже кратко рассмотрена лазерная за­калка без плавления поверхности. Она включает те же

фазовые превращения, что и обычная закалка на мартен­сит. Основное отличие лазерной закалки от поверхностной индукционной закалки состоит в гораздо более быстром (на 2—4 порядка) нагреве до более высоких температур (благодаря очень высокой концентрации энергии в тонком слое) и в более быстром охлаждении (благодаря соседству холодных слоев). Скорость лазерного нагрева составляет 10⁴—10⁶ К/с, скорость охлаждения 10³—10⁶ К/с.

Такой тепловой режим обусловливает следующие струк­турные особенности: чрезвычайно мелкое аустенитное

зерно, большую степень неоднородности распределения углерода в микрообъемах аустенита и соответственно мар­тенсита, повышенное количество остаточного аустенита, не успевшие раствориться дисперсные частицы карбидов. Дисперсная структура определяет повышенную прочность, износостойкость и сопротивление усталости поверхностного слоя.

Важные преимущества лазерной закалки — еще мень­шая, чем при высокочастотной закалке, окисляемость по­верхности (ничтожно время пребывания металла при вы­сокой температуре), практически полное отсутствие короб­ления, возможность обработки труднодоступных участков поверхности, требующих упрочнения.

3. Закалка с нагревом пламенем горелки

При сгорании в смеси с кислородом газообразного горюче­го, например ацетилена, образуется пламя с высокой тем­пературой. Газокислородное пламя с температурой 2000— 3000 °С от закалочного наконечника горелки направляют на изделие, оно быстро разогревает участок его поверхности на глубину 2—4 мм до температур аустенитной области. Затем на разогретый участок через отверстия в охлажда­ющей части закалочного наконечника выбрызгивают под давлением воду.

Закалку с нагревом пламенем горелки целесообразно применять тогда, когда высокочастотная и лазерная закал­ка нерентабельны или практически неприменимы: в усло­виях ремонтного хозяйства (в том числе полевых), при по­верхностной закалке крупногабаритных изделий (например, прокатных валков, крупных шестерен). Недостатки этого простого способа поверхностного упрочнения — неточная регулировка толщины и температуры закаливаемого слоя, возможность сильного перегрева вплоть до оплавления.

Глава X

ЗАКАЛКА С ПЛАВЛЕНИЕМ ПОВЕРХНОСТИ

Закалка с плавлением поверхности — это термическая об­работка, при которой главным процессом является быстрое затвердевание поверхностного слоя с образованием мета­стабильной структуры.

При высокой концентрации энергии в тонком поверх­ностном слое изделия этот слой может разогреться до та­ких температур, что полностью перейдет в жидкое состоя­ние, а после прекращения нагрева затвердевает с очень большой скоростью охлаждения нз-за быстрого отвода теп­лоты внутрь холодного объема. При такой самозакалке тонкого слоя расплава (без использования специальных закалочных сред) у поверхности изделия может сформи­роваться структура, улучшающая его эксплуатационные свойства.

Оплавление при термической обработке всегда счита­лось браком, как правило, неисправимым. Рассмотренный в § 3 гомогенизационный отжиг с переходом через точку неравновесного солидуса (тоже нетрадиционная разно­видность термической обработки) включает появление микроучастков расплава, распределенных по всему объему, слитка. Обсуждаемый здесь вид закалки связан с появле­нием непрерывного слоя расплава на макроучастке поверх­ности детали. Этот слой имеет такую небольшую толщину (обычно порядка 10^-1 мм), что при его появлении и после­дующем затвердевании форма детали не меняется, т. е. мы имеем дело с термической обработкой изделия, а не с фор­мированием изделия из расплава, что относилось бы к ли­тейному производству.

Получить расплавленный слой заданной небольшой тол­щины на заданном участке поверхности детали можно раз­ными способами, применяя для нагрева высокоэнергетнче- ские направленные потоки, такие как лазерное излучение и электронный пучок, которые все шире используют для поверхностного упрочнения деталей. Особенно перспекти­вен для этой цели нагрев с помощью технологических газо­вых лазеров непрерывного действия (например, С0₂-лазе- ров), которые в отличие от электронно-лучевого нагрева не требуют вакуума. Ценное качество лазерного нагрева прн закалке с плавлением поверхности — возможность об­работки строго очерченных участков, в том числе в трудно­доступных местах поверхности. Ввиду высоких капитальных затрат наибольший экономический эффект от приме­нения лазерного нагрева достигается при обработке неболь­ших ответственных участков поверхности деталей массово­го производства (например, из серого чугуна).

При закалке с плавлением на исходной гладкой поверх­ности детали могут появляться мелкие неровности — ре­зультат усадочных процессов и газовыделения при затвер­девании. Так, например, после шлифования детали из се­рого чугуна неровности на ее поверхности имели размер

0. 5 мкм, а после лазерной закалки с плавлением эти не­ровности достигли высоты 80 мкм. В случае необходимо­сти для устранения подобного рода дефектов после закал­ки применяют хонингование.

§ 43. Общие закономерности формирования структуры при сверхбыстром охлаждении расплава

В традиционной литейной технологии скорости охлаждения при затвер­девании отливок даже с очень тонким сечением не превышают 10³ К/с. Охлаждение расплава со скоростями более 10³—10⁴ К/с называют сверх­быстрым или же закалкой из жидкого состояния.

Сверхбыстрое затвердевание расплава реализуется в металлургиче­ских процессах получения порошков (гранул, чешуек), в литейных про­цессах получения порошков (гранул, чешуек), в литейных про­цессах производства тонкой литой ленты и литой проволоки. Сущест­вует множество способов создания высоких и сверхвысоких скоростей охлаждения расплава в лабораторных и промышленных условиях: рас­пыление расплава на мелкие частицы, катапультирование расплава на быстровращающийся медный цилиндр с размазыванием его в тонкие пленки на поверхности этого цилиндра, подача тонкой струи расплава на вращающийся металлический диск с непрерывным формированием тонкой ленты, вытягивание из расплава тонких нитей и др.

Прн закалке с плавлением поверхности деталей скорость охлажде­ния во время затвердевания расплавленного слоя благодаря его малой толщине и быстрому теплоотводу внутрь холодной детали обычно имеет величину порядка 10⁴—10⁶ К/с и может достигать при использовании специальных лазеров 10¹⁰ К/с. Поэтому закалку с плавлением поверхно­сти, относящуюся к технологии термической обработки деталей, можно рассматривать как частный случай закалки из жидкого состояния на собственной теплоотводящей подложке.

Чтобы понять изменения структуры и свойств в результате закалки с плавлением поверхности, необходимо предварительно изложить кратко общие сведения о формировании структуры при сверхбыстром охлаж­дении расплавов.

0. Микроструктура

Первичные кристаллы твердого раствора на базе металлов при обычных скоростях охлаждения растут в форме дендритов. С увеличением ско­рости охлаждения (v) усиливается разветвление дендритов, уменьшает­ся толщина их ветвей и соответственно уменьшается размер дендритных ячеек (d) —сечений ветвей дендритов плоскостью шлифа:

d. — Av~ⁿ, (34)

где Лии — константы, мало различающиеся у разных сплавов на одной основе. Это позволяет использовать формулу (34) для оценки скорости охлаждения при кристаллизации тонких слоев расплава по измеренным значениям d.

Размер дендритов в отличие от толщины их ветвей неоднозначно связан со скоростью охлаждения, так как сильно зависит от присутствия в расплаве зародышей кристаллизации, направления теплоотвода и дру­гих факторов. Например, при высоких скоростях охлаждения с направ­ленным теплоотводом могут формироваться длинные (в направлении теплоотвода) и тонкие дендриты.

По достижении определенных скоростей охлаждения (~10⁶ К/с для алюминиевых сплавов) дендритная форма роста первичных кристаллов сменяется на иедендритную: из множества центров формируются не ус­певшие разветвиться компактные мелкие зерна («субдендритиые зер­на»), Их размер (мепее 10 мкм) уменьшается с увеличением скорости охлаждения по тому же закону (34), что и размер дендритных ячеек.

Эвтектика при обычных скоростях охлаждения растет в виде коло­ний. Каждая эвтектическая колония — это двухфазный бикристалл, сросток двух разветвленных кристаллов разных фаз. Кристалл каждой из фаз в этом стростке имеет множество пластинчатых, стержневых и другой формы ответвлений, причем в пространстве ответвления двух фаз перемежаются и дают на шлифе, т. е. в произвольном плоском се­чении, картину из чередующихся мелких участков обеих фаз.

Одна нз фаз эвтектики'—ведущая: ее ответвления растут с некото­рым опережением, а между ними в расплаве формируются ответвления второй фазы. С ускорением охлаждения усиливается разветвление ве­дущей, а следовательно, и второй фазы и толщина ответвлений обеих фаз в эвтектической колонии уменьшается — происходит общее диспер­гирование структуры внутри колоний.

При достижении достаточно больших скоростей охлаждения (по­рядка 10^е К/с) колониальное строение эвтектик исчезает. Вместо него появляется структура очень тонкого конгломерата фаз, образование ко­торой можно объяснить зарождением при больших переохлаждениях множества центров кристаллизации обеих фаз эвтектики.

По достижении определенной скорости охлаждения выделение пер­вичных кристаллов в виде самостоятельной структурной составляющей может быть полностью подавлено и вся структура становится квазиэв- тектической (см. аналогичное явление при образовании квазиэвтектои- да, § 24). Например, в доэвтектическом сплаве Fe — 3,5 % С отсутствует первичный аустенит и виден только ледебурит, хотя согласно диаграм­ме состояния содержание углерода в эвтектике 4,3 %. Чем больше ско­рость охлаждения, тем шире область составов сплавов с квазиэвтекти- ческой структурой. Квазиэвтектика имеет колониальное строение, а при очень больших скоростях охлаждения представляет собой структуру тон­кого конгломерата фаз, кристаллы которых росли из множества центров.

0. Фазовый состав

При закалке из жидкого состояния наблюдаются разнообразные изме­нения фазового состава (по сравнению с равновесным), различные для разных систем, интервалов скоростей охлаждения и разных сплавов од­ной системы.

Вплоть до весьма больших скоростей охлаждения в первичных кристаллах твердого раствора может развиваться виутрикристаллнтная ликвация: составы ранее и позднее образующихся участков твердого рас­твора могут резко различаться, как и при обычной кристаллизации.

С увеличением скорости охлаждения ветви дендритов первично кристализующегося твердого раствора становятся тоньше, а число их больше, и возрастает суммарная доля приграничных объемов в этих ветвях, обогащенных из-за внутрикристаллитной ликвации легирующи­ми элементами (например, медью и магнием в алюминиевых сплавах). В результате суммарное содержание легирующих элементов в первич­ных кристаллах возрастает и соответственно уменьшается объемная до­ля соединений, в состав которых входят эти элементы (например. СиА1₂ и Mp^Si в алюминиевых сплавах).

При чрезвычайно больших скоростях охлаждения становится воз­можной бездиффузионная (безызбирательная) кристаллизация: состав образующегося твердого раствора такой же, как исходный состав жид­кого раствора. Термодинамическая возможность кристаллизации без пе­рераспределения компонентов появляется тогда, когда расплав пере­охлаждается ниже температуры равенства свободных энергий жидкого и твердого растворов одинакового состава. Для анализа здесь можно воспользоваться схемой на рис. 112, заменив обозначения Р на Ж (жид­кость) и Ср на С

Д

Первый случай — кристаллизация происходит без изменения числа и типа образующихся фаз (рис. 146). Так как при быстром охлаждении эвтектическая кристаллизация может начинаться при температуре значительно ниже точки эв­тектического равновесия, .то состав пе­риферийных слоев первичных а-кристал- лов продолжает изменяться по пунктир­ному продолжению линни солидуса, за­ходя за точку предельной растворимо­сти а. Состав а-фазы в эвтектике (или в квазиэвтектике) также будет нахо­диться на пунктирном продолжении ли­нии солидуса. Пример — сплавы AI—Si, в которых прн самых высоких достигнутых скоростях охлаждения не найдено никаких фаз, кроме «-раствора кремния в алюминии и кремния. При скорости охлаждения порядка 10^е К/с концентрация кремния в a-фазе достигает 2—3 % (в условиях равновесия предельная растворимость кремния 1,65%).

Второй случай расширения области твердых растворов — наличие в системе метастабильного эвтектического равновесия с участием метаста- бильного соединения, например цементита (вместо графита) в системе Fe—С. При метастабильном равновесии концентрация граничного рас­твора всегда выше, чем при стабильном (сравните точки Е и Е' на рис. 74), и поэтому кристаллизация в соответствии с метастабильной диаграммой состояния приводит к образованию более концентрирован­ного твердого раствора (как в виде первичных кристаллов, так и в эв­тектике). В случае системы Fe—С различие в концентрациях точек Е и Е' очень маленькое, а в других системах оно может быть весьма большим. Например, в системе А1—Мп в стабильном эвтектическом рав­новесии с соединением А1₆Мп участвует а-раствор с 1,8 % Мп, а в ме­тастабильном равновесии при более низкой температуре (с участием фа­зы А1₄Мп) находится а-раствор с ~4 % Мп.

Третий случай расширения области твердых растворов — бездиффу- знонная кристаллизация, когда полностью подавлено образование вто­рой фазы и составы твердого раствора и исходного расплава одинаковы.

Для закалки с плавленпем поверхности очень важно образование новых метастабильных промежуточных фаз при увеличении скорости охлаждения. Хрестоматийный пример — образование цементитной эвтек­тики вместо графитной в системе Fe—С, происходящее при ускорении охлаждения в диапазоне обычных скоростей.

При высоких и сверхвысоких скоростях охлаждения из расплава могут кристаллизоваться метастабильные фазы, которых вообще нет в данной системе, или такие фазы, которые в условиях равновесия не должны встречаться в данном сплаве, но существуют в других сплавах той же системы. Число обнаруженных таких фаз при закалке из жид­кого состояния очень велико, прогнозировать же их появление весьма сложно.

Практически очень важно, что при быстром затвердевании может быть полностью подавлена кристаллизация отдельных промежуточных фаз, которые ухудшают свойства изделия.

Предельный случай изменения фазового состава при быстром за­твердевании — получение сплава в аморфном состоянии, в виде метал­лического стекла, когда подавлен процесс кристаллизации. Составы сплавов, в которых при скоростях охлаждения до 10^е—10⁸ К/с получа­ется аморфное состояние, весьма далеки от составов стандартных кон­струкционных и инструментальных сплавов, поэтому проблема образо­вания металлических стекол в связи с применением закалки с плавле­нием поверхностного слоя пока не представляет большого практического интереса.

§ 44. Изменение структуры и свойств при закалке с плавлением поверхности

При закалке с плавлением поверхности на стадии затвер­девания происходят такие фазовые и структурные измене­ния, которые вообще невозможны при нагреве без расплав­ления. Вместе с тем во время быстрого охлаждения полностью затвердевшего поверхностного слоя про­текают процессы, характерные для закалок на мартенсит и без полиморфного превращения. Благодаря сверхвысоким скоростям охлаждения при закалке с плавлением поверхно­сти структура по своей морфологии и фазовому составу ка­чественно отличается от того, что получается, если ту же де­таль производить методами литья. Таким образом, в резуль­тате закалки с плавлением поверхности возникает структура, которую невозможно получить ни при закалке с нагревом в твердом состоянии, ни при литье деталей.

Номенклатура сплавов и деталей, подвергаемых закал­ке с плавлением поверхности, а также области применения этого нового вида термической обработки непрерывно рас­ширяются. В настоящее время закалку с плавлением по­верхности используют в основном для увеличения сопро­тивления разным видам износа, повышения твердости и стойкости против коррозии.

1. Закалка чугунов

Множество деталей из серого чугуна с пластинчатым гра­фитом, высокопрочного чугуна с шаровидным графитом и ковкого чугуна выходит из строя в результате изнашива­ния рабочих поверхностей. Учитывая, что в машино- и станкостроении чугун — самый дешевый литейный матери­ал в массовом производстве, очень большой интерес пред­ставляет повышение износостойкости чугунных деталей с помощью закалки с плавлением поверхности.

При лазерном нагреве графит полностью или частично растворяется в образующемся на поверхности жидком слое, который при последующем быстром охлаждении за­твердевает в виде белого чугуна. Возможны два случая формирования структуры при кристаллизации.

Первый случай — вначале образуются дендриты первич­ного аустенита, а затем кристаллизуется ледебурит. Эвтек­тика может вырождаться: ее аустенит нарастает на ден­дриты первичного аустенита, между которыми располага­ется почти непрерывная сетка из эвтектического цементнта.

Второй случай — расплав при определенном режиме на­грева сильно перегревается, вследствие чего и больше пере­охлаждается. В результате подавляется образование пер­вичного аустенита и весь объем расплавленного слоя затвердевает в виде аустенито-карбидиой эвтектики перис­того (тонкопластннчатого) строения.

В первом случае твердость поверхностного слоя HV 600—800, во втором она доходит до Н V 1200. Реализовать в производстве второй случай обычно трудно из-за образо­вания трещин.

Концентрация углерода в аустените эвтектического происхождения, а также в периферийных слоях первичных кристаллов аустенита должна быть близкой к точке пре­дельной растворимости в системе Fe—С—Si для случая равновесия с участием карбида (~1,6% С). При такой концентрации углерода в аустените двойных сплавов Fe—С мартенситная точка М_п близка к комнатной температуре (см. рис. 111). В чугунах высокоуглеродистый аустенит со­держит марганец, хотя и другие элементы, понижающие точку М_к до температур ниже комнатной. В результате в зоне полного расплавления после охлаждения до комнат­ной температуры содержится очень много аустенита (более половины объема всего слоя).

Участки первичного аустеннта, образовавшиеся при бо­лее высоких температурах, должны содержать меньше углерода и соответственно иметь более высокую точку М_п. В этих участках происходит мартенситное превращение. Скорость охлаждения с поннжением температуры сильно уменьшается, и возможен самоотпуск свежеобразованного мартенсита с появлением феррита и дисперсных частиц карбида. Таким образом, поверхностный слой после закал­ки состоит из аустенита, карбида эвтектического происхож­дения и образовавшегося при самоотпуске и а-фазы, кото­рая может представлять собой малоуглеродистый мартен­сит или феррит. Аустенит в этом слое метастабилен и так как его точка М_н находится вблизи комнатной температу­ры, то при механическом воздействии он может превра­титься в мартенсит напряжения или мартенсит деформа­ции (см.§ 37).

Повышение твердости в 3—5 раз и резкое измельчение структуры поверхностного слоя серого, ковкого и высоко­прочного чугунов обусловливают значительное увеличение сопротивления изнашиванию рабочей поверхности в трущих­ся парах. Отсутствие частиц графита, являющихся центра­ми эрозии в потоке со взвесью абразивных частиц, обус­ловливает повышение стойкости против этого вида износа.

При закалке чугунов с плавлением поверхности обычно образуются три зоны: 1) рассмотренная выше зона полного расплавления; 2) переходная зона частичного оплавления с большим количеством графита и 3) зона нагрева до темпе­ратур выше Ас₃ без оплавления, где при охлаждении про­шла закалка на мартенсит. В третьей зоне вблизи границы со второй очень много остаточного аустенита, так как кон­центрация углерода в нем должна быть близка к предель­ной при эвтектической температуре.

Глубина зоны полного расплавления в зависимости от режима обработки (удельной мощности облучения и скоро­сти перемещения детали относительно луча) колеблется в пределах от 0,05 до 1 мм.

Чугун -— это первый объект широкого промышленного использования закалки с плавлением поверхности.

2. Закалка сталей

Преимущества закалки сталей с плавлением поверхности по сравнению с поверхностной закалкой на мартенсит (без оплавления) менее очевидны, чем в случае чугунов. Одно из возможных направлений ее использования — измельче­ние первичных карбидов в легированных сталях для повы­шения вязкости (грубые частицы карбидов служат очагами разрушения). При обычной закалке трудно добиться суще­ственного повышения вязкости без снижения твердости. В быстрорежущей стали Р6М5 можно наблюдать довольно крупные частицы первичных карбидов, снижающие вяз-

Рис. 147. Прорастание зерна аустенита из подложки в рас­плавленный поверхностный слой, образовавшийся при ла­зерном иагреве стали 37ХНЗМФ. Х250 (В, Д.'Садовский,

Т. И. Табатчикова. В. М. Умнова, А. А. Осиндева)

кость. Если эту сталь подвергнуть лазерному нагреву до полного расплавления поверхностного слоя, то при после­дующем быстром затвердевании расплава (d_oxji~5- 10⁴ К/с) кристаллизация карбидов из него практически полностью подавляется, и поверхностный слой затвердевает в виде дендритов аустенита, которые при дальнейшем охлаждении превращаются в мартенсит. Содержание углерода и легиру­ющих элементов в этом мартенсите практически такое же, как и среднее содержание их в стали. После отжига при 770 °С в течение 4 ч из мартенсита выделяются очень дис­персные, размером менее 1 мкм, карбиды, равномерно рас­пределенные по всему объему слоя. Отожженную заготовку можно подвергать механической обработке для получения необходимой формы режущей кромки, после чего провести обычную закалку и отпуск. В результате без снижения твердости достигается повышенная вязкость.

При лазерном нагреве до оплавления поверхности ста­лей в определенных условиях можно наблюдать эффект кристаллизации на подкладке: формирующееся из распла­ва зерно аустенита является продолжением зерна из погра­ничной нерасплавленной зоны (рнс. 147).

3. Закалка сплавов цветных металлов

Закалку с плавлением поверхности можно использовать для увеличения сопротивления изнашиванию детален из силуминов. При быстром затвердевании расплавленного слоя резко измельчается микроструктура: становятся мель­че кристаллы а-раствора на базе алюминия, кремния и других фаз, в том числе железосодержащих, снижающих пластичность. Кроме того, пересыщенность а-раствора ока­зывается увеличенной по сравнению с обычной закалкой; это — результат расширения области а-раствора при быст­ром затвердевании с одновременным уменьшением объем­ной доли избыточных фаз кристаллизационного происхож­дения (Si, CuAI₂, Mg2Si и др.). Более высокая пересыщен­ность твердого раствора обусловливает больший прирост твердости при старении. Все эти факторы и определяют уве­личение износостойкости силумина. Твердость некоторых силуминов после такой обработки возрастает в 1,5 раза.

При закалке с плавлением поверхности многокомпонент­ных алюминиевых бронз можно получить гомогенную одно­фазную структуру. Так, например, бронза марки Бр.АЖ9-4 в обычном состоянии состоит из а-раствора на базе меди, эвтектоида а+уг ^п железосодержащей фазы. Эта фаза прн закалке с плавлением поверхности не успевает образовать­ся из расплава (у_охл^10⁶ К/с), который кристаллизуется в виде одной фазы (вероятно р), не претерпевающий в твер­дом состоянии распада с образованием а- и у₂-фаз. Одно­фазный слой имеет повышенную стойкость против коррозии н кавитационного воздействия.

Закалка с плавлением поверхности еще слабо изучена. По мере углубления наших знаннй о ней, а также с увели­чением доступности технологических лазерных и электрон­но-лучевых установок для ее проведения в промышленности применение этого нового вида термообработки, несомненно, будет расширяться. Поиск областей использования этой обработки в первую очередь следует вестн применительно к сплавам, в которых при быстром затвердевании образуют­ся новые метастабильные фазы (включая аморфные), суще­ственно расширяется область твердого раствора, а также подавляется кристаллизация вредных фаз.

Раздел

четвертый

СТАРЕНИЕ И ОТПУСК

Закаленный сплав находится в метастабильной состоя­нии и обладает повышенной энергией Гиббса. При закалке без полиморфного превращения и в подавляющем большин­стве случаев при закалке с полиморфным превращением образуется пересыщенный твердый раствор и закаленный сплав стремится понизить свою энергию Гиббса, в резуль­тате чего твердый раствор распадается. Уже при комнатной температуре могут образовываться выделения из пересы­щенного раствора, однако в большинстве сплавов диффузи­онная подвижность атомов прн комнатной температуре не­достаточна, чтобы распад раствора прошел в необходимой степени за приемлемое время. Поэтому для изменения структуры и свойств закаленного сплава его нагревают — подвергают старению или отпуску.

Исторически так сложилось, что для одних сплавов, на­пример алюминевых, использовали преимущественно тер­мин «старение», для других, например углеродистых ста­лей, — «отпуск», а для третьих, например бронз и титано­вых сплавов, оба эти термина использовали на равных пра­вах. Сравнительно недавно было предложено термин «от­пуск» применять к тем сплавам, которые были подвергнуты закалке с полиморфным превращением, а термин «старе­ние»— в случае закалки без полиморфного превращения. Такое классификационное деление использовано в книге.

Главным процессов при старении и отпуске большинства накаленных промышленных сплавов является распад мета- стабильного твердого раствора. Прн этом сплав переходит в более стабильное состояние, хотя обычно и далекое от истинного равновесия, для которого характерен абсолют­ный минимум энергии Гиббса. Процессы распада пересы­щенного раствора в закаленном сплаве протекают само­произвольно с выделением теплоты превращения.

Факт нагрева сплава не противоречит представлению о самопроизвольности процессов, происходящих в сплаве при старении и отпуске, так как нагрев необходим лишь для ускорения диффузии, лежащей в основе всех структурных изменений при распаде пересыщенных растворов.

Основные параметры старения п отпуска — температура и время выдержки. Скорости нагрева и охлаждения обычно играют подчиненную роль. Исключение составляет специ­фическое явление отпускной хрупкости легированных ста­лей при замедленном охлаждении с температуры отпуска (см. § 53).

Глава XI старение

Старение — это термическая обработка, при которой в сплаве, подвергнутом закалке без полиморфного превраще­ния, главным процессом является распад пересыщенного твердого раствора.

В 1906 г. немецкий инженер Альфред Вильм открыл явление естест­венного старения, обнаружив, что вылеживание закаленного сплава алюминия с медью и магнием (дуралюмина) при комнатной температу­ре приводит к повышению твердости.

Вильм получил патент на способ облагораживания дуралюминов, заключающийся в закалке сплавов с последующим естественным старе­нием, в результате которого повышаются твердость, временное сопро­тивление и предел текучести.

В 1919 г. американские исследователи Мерика, Вальтенберг и Скотт опубликовали знаменитую статью, в которой впервые был дан анализ природы старения дуралюмина. Мерика выдвинул гипотезу, согласно которой старение дуралюмина связано с переменной растворимостью соединения СиА1₂ в алюминии. Прн нагреве сплава соединение СиА1₂ переходит в твердый раствор и не успевает обратно выделиться во вре­мя быстрого охлаждения (закалки), а последующее вылеживание спла­ва прн комнатной температуре приводит к постепенному выделению из пересыщенного раствора очень дисперсных и потому невидимых под микроскопом частиц СиА1₂, которые и вызывают упрочнение. Эта гипо­теза просто и убедительно объяснила имевшиеся к тому времени экспе­риментальные данные.

Отсутствие упрочнения во время выдержки закаленного образца при —180 °С было объяснено низкой скоростью образования выделений, а появление упрочнения с повышением температуры вылеживания до комнатной и до 100 °С связывалось с тем, что подвижность атомов ста­новилась достаточной для выделения СиА1₂ в дисперсной форме. Рост твердости во время старения при 200 °С, достижение максимума упрочнения и дальнейшее снижение твердости были объяснены образо­ванием частиц СиА1₂ с определенной степенью дисперсности, соответст­вующей максимальной твердости, и последующей коагуляцией этих частиц.

Увеличение эффекта упрочнения при старении в результате повы­шения температуры нагрева под закалку легко было связать с более полным растворением CuAI₂ прн нагреве, образованием более пересы­щенного раствора при закалке и соответственно появлением при старе­нии большего числа дисперсных выделений из такого раствора.

Джеффрис и Арчер в 1921 г. развили гипотезу дисперсионного твер­дения Мерика и предложили общую теорию упрочнения сплавов дисперс- пымн частицами любого происхождения. Согласно этой теории твердые дисперсные частицы, действуя как «шипы», «заклинивают» плоскости скольжения и вызывают упрочнение сплава. При коагуляции частиц, когда суммарный их объем не изменяется, а лишь уменьшается их чис­ло, многие плоскости скольжения освобождаются от «шипов» и проис­ходит разупрочнение. Максимуму твердости и прочности соответствует некоторая критическая степень дисперсности твердых частиц. Такая степень дисперсности легко достигается при распаде пересыщенных твер­дых растворов.

Первоначальная теория, объяснявшая упрочнение дуралюмина при комнатном старении выделением из пересыщенного твердого раствора частиц СиА1₂, уже в 20-е годы столкнулась с рядом противоречий. Вы­деление СиА1₂ и соответственно обеднение твердого раствора медью должны были бы привести к снижению электросопротивления, а в дей­ствительности электросопротивление при естественном старении возрас­тало. Далее с выделением СиА1₂ из твердого раствора должен был бы увеличиваться период его решетки из-за меньшего (чем у алюминия) атомного диаметра меди, растворенной по способу замещения. Однако рентгеновские исследования не обнаружили изменения периода решетки при достижении сплавом максимальной твердости, и только после пере- старивания при повышенных температурах, когда происходило разупроч­нение, период решетки возрастал, что прямо указывало на выделение СиА1₂ из пересыщенного раствора.

Учитывая эти противоречия и большое число других новых экспери­ментальных факторов, Мерика в 1932 г. предложил следующее объяс­нение упрочнения при старении, явившееся развитием его первоначальной гипотезы. Упрочнение при любых температурах старения происходит во времени. Выдержка необходима для развития диффузионных процессов, лежащих в основе распада пересыщенного твердого раствора. При по­вышенных температурах диффузия атомов меди обеспечивает собствен­но выделение частиц СиА1₂, «заклинивающих» плоскости скольжения. При комнатной температуре диффузионные процессы лишь подготавли­вают твердый раствор к образованию кристаллов СиА1₂, сами же час­тицы СиА1₂ не выделяются. Мерика высказал предположение, что вследствие диффузии в пересыщенном твердом растворе образуются скопления, сегрегаты атомов меди, не обособленные от решетки матрицы поверхностями раздела. Строение этих областей в алюминиевом твер­дом растворе получается таким, какое необходимо для последующего возникновения здесь частиц СиА1₂ или же некоего промежуточного ме- тастабнльного соединения. Из-за скоплений атомов меди должно проис­ходить местное сжатие решетки, и такие сильно искаженные участки твердого раствора затрудняют скольжение при пластической деформа­ции, вызывая упрочнение.

Эти предсказания блестяще оправдались. В 1935 г. немецкие ис­следователи Вассерман и Вирте па стадии максимального упрочнения сплавов А1—Си рентгенографически обнаружили образование в пересы- щенпом растворе промежуточной фазы (которую теперь обозначают как 0' в отличие от равновесной фазы 0-СиА1₂), а в 1938 г. Гинье во Фран­ции и Престон в Англин независимо друг от друга истолковали эффек­ты диффузного рассеяния на лауэграммах естественно состаренных мо­нокристаллов А1—Си как результат образования в пересыщенном рас­творе малых областей, обогащенных медью. Позднее эти области были названы зонами Гинье—Престона (сокращенно — зоны ГП).

Таким образом, исходное положение теории Мерика о том, что ста­рение сплавов связано с переменной растворимостью избыточной фазы, а упрочнение при старении происходит в результате образования дис­персных выделений при распаде пересыщенного твердого раствора, в ос­нове своей оказалось правильным и исключительно плодотворным, хотя это первоначальное положение со временем претерпело ряд существен­ных уточнений и было позднее дополнено представлениями о роли пред- выделений п промежуточных фаз.

Вся история возникновения п развития представлений о старении сплавоз весьма поучительна. Открытие Вильмом старения дуралюмина трудно переоценить, но оно само по себе не могло стать базой для разработки новых стареющих сплавов, так как совершенно не ясно бы­ло, какова природа этого загадочного для того времени явления и в каких сплавах его следовало ожидать.

Создание основ теории старения — это яркий пример того, как на­учная гипотеза, в общих чертах правильно отразившая природу нового важного явления, послужила фундаментом для последующего удиви­тельно быстрого прогресса в области теоретического и прикладного металловедения. Если в период после открытия Вильмом старения дуралюмина и до появления теории Мерика не было найдено нн одного стареющего сплава, то после опубликования этой теории уже в 20-е годы старение было предсказано и обнаружено в десятках сплавов алюминия, «елеза, никеля и других металлов, были разработаны новые промышленные сплавы, упрочняемые старением. Начиная с 30-х годов быстро нарастал поток информации о структурных изменениях при ста­рении в разных группах сплавов. В последние три десятилетия наибо­лее важные результаты были получены с помощью метода электронной микроскопии, позволившего «увидеть» дисперсные образования.

Создание новых стареющих сплавов с высокими механическими и особыми физическими свойствами, разработка оптимальных режимов их термической обработки, продолжающиеся обширные исследования ме­ханизма и закономерностей старения в разных группах сплавов соста­вили одно из центральных направлений в развитии современного ме­талловедения, причем по-прежнему теоретические и прикладные рабо­ты в этой области базируются па общих исходных положениях теории старения, предложенной Мерика.

§ 45. Термодинамика процессов выделения из твердого раствора

В общем случае из пересыщенного твердого раствора выде­ляется фаза, отличающаяся от матрицы и химическим со­ставом, и структурой. Рассмотрим вначале наиболее прос­той случай, когда выделяющаяся фаза отличается от матрицы только составом.

На рис. 148, а изображена диаграмма состояния с не­прерывным рядом твердых растворов при высоких темпе­ратурах. Линия MKN, часто называемая кривой расслоения (по аналогии с соответствующей кривой для жидких рас­творов), является границей растворимости в твердом состо­янии. При охлаждении сплава до температуры ниже этой линни из исходного твердого раствора выделяется другой твердый раствор с той же кристаллической решеткой, но иным химическим составом.

Выше критической точки К, например при температуре Т_и при любых концентрациях стабильна одна фаза, и кри­вая зависимости энергии Гиббса твердого раствора от его состава на любом участке обращена вогнутостью вверх (рис. 148,6). С понижением температуры энергия Гиббса и компонентов, и твердых растворов растет (см. кривую энергии Гиббса при температуре Т₂)- При более низких температурах (например, при Т₃) и достаточно боль­шой положительной теплоте смешения концентрирован­ных твердых растворов кри­вая энергии Гиббса в сред­ней своей части выгибается выпуклостью вверх. Тогда в некоторой области системы стабильным оказывается не один твердый раствор, а смесь двух растворов разно­го состава. Эти составы мо­жно определить, проведя ка­сательную к кривой энергин Гиббса (см. § 20). Участок кривой расположен

в

Если каким-либо путем при температуре Т₃ получен неустойчивый твердый раствор, то он должен распадаться на смесь двух твердых растворов, имеющих меньшую энергию Гиббса. Этот распад может идти двумя принципи­ально разными путями.

так как маловероятно, чтобы в результате флуктуаций в твердом растворе состава С₀ имелось много областей рав­новесных составов С_а и С_ь, далеких от С₀. Более вероятно, что вначале в результате флуктуаций возникнут области с составами, например С„ и C_q, близкими к исходному со­ставу Со. При этом энергия Гиббса уменьшится до величи­ны G₃<G 1. В рассматриваемом сплаве любое сколь угодно малое расслоение по составу неустойчивого твердого рас­твора будет приводить к уменьшению энергии Гиббса и, следовательно, для начала распада не требуется образова­ния критических зародышей. Поэтому такой распад, назы­ваемый спинодальным, сразу охватывает весь объем исход­ной фазы. Увеличение концентрационного расслоения долж­но приводить к непрерывному понижению энергии Гпббса

(

149. до тех пор, пока не ус­тановится равновесная раз­ность концентраций С_а—Сь.

Спинодальный распад прн данной температуре мо­жет идти во всех сплавах, состав которых находится в области участка кривой энергии Гиббса, обращенно­го вогнутостью вниз, т. е. там, где (d^IG/dC²) <0. Этот участок ограничен точ­ками перегиба 5, n-S₂, в ко­торых (d²G/dC²) = 0 (см. рис. 148, б). Такие точки на­зывают спинодальными. При повышении температуры спинодальные точки Si и S₂ на изотермических кривых энергии Гиббса постепенно сбли­жаются и, когда температура достигает критической (К на рнс. 148, а), перегибы исчезают—кривая энергии Гиббса во всех участках обращена вогнутостью кверху [ (d²G/ /с?С²)>0]. Если на диаграмме состояния при разных тем­пературах отметить составы, отвечающие спинодальным

точкам (например, SJ и на рис. 148, а), то получим кри­

вую RKV, называемую спинодалью. Твердый раствор, бу­дучи переохлажден до температуры ниже спинодали, мо­жет претерпевать спинодальный распад.

В рассмотренной схеме на любых стадиях спинодального распада отсутствует энергетический барьер. В действи­тельности же такой барьер может возникать из-за появле-

ння энергии упругой деформации решетки. Участки твердого раствора с разной концентрацией, хотя и характе­ризуются однотипным строением, но отличаются удельны­ми объемами. Так как граница между этими участками ко­герентная, то с ее появлением связана упругая деформация сопряжения участков с разным периодом решетки.

Возникающая при спинодальном распаде упругая энер­гия вносит положительный вклад в энергию Гиббса, что не учитывалось схемой на рис. 148, б. Этот факт может обу­словить необходимость для начала спинодального распада дополнительного переохлаждения исходного твердого рас­твора на десятки и сотни градусов против положения «химической спинодали» RKV на рис. 148, а. В отличие от нее расположенную ниже линию температур начала спн- нодального распада, рассчитанных с учетом упругой дефор­мации на когерентных границах фаз, называют «когерент­ной» спинодалью.

Первоначальная идея о спинодальном распаде, выдви­нутая на примере жидких растворов Гиббсом в XIX в., дли­тельное время рассматривалась в классических курсах термодинамики. Затем, когда с середины 20-х годов быстро распространилась теория кристаллизации путем образова­ния и роста зародышей новой фазы, спинодальный распад был почти забыт. В последнее время интерес к нему вновь возник, в частности в связи с возможностью получения при термообработке дисперсных продуктов распада, равномер­но распределенных по объему сплава (см. § 46).

существует термодинамический барьер образования доста­точно больших участков новой фазы даже без учета роли межфазной энергии и энергии упругой деформации решет­ки. Следовательно, в рассматриваемом случае для того, чтобы распад раствора начался п самопроизвольно проте­кал с уменьшением энергии Гиббса, необходимы зароды­ши.

Р

В то время как спинодальный распад более вероятно встретить в системах с расслоением, где решетка новой фа­зы такая же, как и у исходной, обычный распад происхо­дит в любых системах с переменной растворимостью компо­нентов в твердом состоянии. Наибольшее практическое зна­чение для разработки стареющих сплавов имеют системы с промежуточными фазами (соединениями). Выделяющая­ся в них "фаза отличается от исходного твердого раствора не только составом, ио и типом кристаллической решетки. Все, что сказано по поводу схемы обычного, не спинодаль­ного распада в системе с расслоением (см. рис. 150) отно­сится и к системе с промежуточной фазой (рис. 151). Обо­значения на обоих графиках одинаковы. Различие между ними состоит лишь в том, что на рис. 151 кривая энергии Гиббса второй фазы Gр •— самостоятельная и не продолжа­ет соответствующую кривую матричного раствора а.

Выше никак не учитывалась роль межфазной энергии и энергии упругой деформации в образовании новой фазы по механизму зарождения и роста. Па рис. 150 и 151 разность Gi—6’₂ является термодинамическим стимулом превраще*

кия. Ее роль аналогична роли Ag на рис. 59 в случае фазо­вого превращения без изменения состава. Величина AG_U6= = Gi—G₂ представляет уменьшение при распаде раствора энергии Гиббса, приходящейся на единицу объема (G, п Gt — удельная объемная энергия Гиббса соответственно исходной фазы и равновесной смеси фаз). Но в общее из­менение энергии Гиббса при распаде твердого раствора АС вносят вклад еще два слагаемых — приращение поверх­ностной (межфазной) энергии AG_n0B и повышение энергии

А С, С₀ В, %

Рнс, 152. Размер кригическо. о за­родыша при разной неperыточно­сти твердого раствора (схема)

Г

При анализе фазового превращения без изменения со­става в § 17 было доказано, что с повышением степени пе­реохлаждения из-за увеличения AG_O0 уменьшаются размер критического зародыша о_кр и работа его образования AG_Kp. Можно показать, что в случае выделения из твердого раствора, происходящего с изменением состава, критичес­кий размер зародыша и работа его образования также уменьшаются с ростом АС₀б- Например, на рис. 151 в более легированном сплаве С’₀ движущая сила распада больше,

чем в сплаве C₀(Gi—G₂)>Gi—G₂. Поэтому при постоян­ной температуре старения Т< размер критического зароды­ша новой фазы уменьшается с ростом концентрации исход­ного твердого раствора, т. е. с увеличением степени его

пересышення С₀/С, (рис. 152). При постоянной концентра­ции исходного твердого раствора, например в сплаве С₀ (см. рис. 152), размер критического зародыша возрастает с повышением температуры старения, так как при этом уменьшается пересышенность раствора.

§ 46. Структурные изменения при старении

Основные структурные изменения при старении сводятся к разным этапам распада пересыщенного твердого раствора, полученного в результате закалки сплава. Так как распад пересыщенного раствора является диффузионным процес­сом, то степень распада, тип выделений из раствора, их дисперсность, форма и другие структурные характеристики зависят от температуры и продолжительности старения и, конечно, от природы сплава, его химического состава по основным компонентам. Кроме того, на структуру соста­ренного сплава влияют примеси, температура нагрева и скорость охлаждения при закалке, пластическая деформа­ция после закалки (перед старением), продолжительность вылеживания закаленного сплава прн комнатной темпера­туре перед искусственным старением и другие факторы.

Зависимость структуры состаренного сплава от большо­го числа факторов и многостаднйность процесса распада пересыщенного твердого раствора в сочетании с высокой дисперсностью выделений, особенно на начальных этапах распада, весьма осложняют изучение структурных измене­ний при старении. Основные методы изучения строения со­старенных сплавов — электронная микроскопия и рентгено­структурный анализ.

Кроме того, полезные данные получают, изучая измене­ние механических и физических свойств, особенно электро­сопротивления, при старении. Это изучение свойств позво­ляет делать предположения, а в отдельных случаях и вы­воды о характере и последовательности структурных изме­нении, прежде всего на ранних стадиях распада, когда воз­можности прямых структурных методов ограниченны.

1. Типы выделений

В зависимости от строения поверхности раздела между вы­делением и матрицей различают три типа выделений: пол­ностью когерентные, частично когерентные и некогерентные.

У полностью когерентного выделения вся поверхность раздела с матрицей когерентная и решетка матрицы вокруг выделения упруго искажена (рис. 153, а). У частично коге­рентного выделения хотя бы одна из границ с матрицей ко­герентная, а остальные могут быть полукогерентными (рис. 153,6) или даже некогерентными. Некогерентное выделе­ние не имеет нн одной когерентной границы с матрицей

а: 6 В

Рис. 153. Схема строения матрицы с полностью когерентным (а), ча­стично когерентным (б) и некогерентным (в) выделениями

(рнс. 153, в). В стареющих сплавах А1—Си примером пол­ностью когерентных выделений являются зоны ГП и 0"-фа- за, частично когерентных В'-фаза и некогерентных СиА1₂ (их структура рассмотрена ниже, см. рис. 166).

2. Форма и пространственное расположение выделений Форма выделений

В стареющих сплавах выделения из твердого раствора встречаются в следующих основных формах: тонкопластин­чатой (обычно дискообразной), равноосной (обычно сфе­рической или кубической) и игольчатой.

Форма выделений определяется двумя конкурирующими факторами: поверхностной (межфазной) энергией и энер­гией упругой деформации, стремящихся к минимуму. Тре­бование минимума межфазной энергии обусловливает стремление к равноосной форме выделений и к появлению граненых форм с наименьшим поверхностным натяжением на всех гранях. Энергия упругих искажений минимальна для выделений в форме тонких пластин. В зависимости от того, какой из указанных двух факторов преобладает, фор­ма выделений ближе к равноосной или тонкопластинчатой.

У полностью и частично когерентных выделений упругая деформация, обеспечивающая плавную сопряженность ре­шеток на когерентной границе, распространяется от нее в глубь матрицы и выделения (рис. 153, а, б). Энергия упругой деформации решеток матрицы и выделений тем

больше, чем больше струк­турное несоответствие этих решеток. При разнице в атомных диаметрах компо­нентов твердого раствора замещения, не превышаю­щей 3 %, форма когерент­ных выделений определяет­ся требованием минимума межфазной энергии и близ­ка к сферической, а при разнице ^5 % решающим фактором является повы­шенная энергия упругих ис­кажений и образуются тон­копластинчатые (чаше все­го дискообразные) выделе­ния. Иногда когерентные выделения имеют иглообразную форму, которая отвечает большей энергии упругой дефор­мации, чем дискообразные выделения, но меньшей, чем равноосные. Примеры разных форм зон Гинье — Престона (когерентных выделений) приведены в табл. 7.

П

Таблица 7. Форма зон Гинье— Престона в разных системах

Расчет, выполненный для некогерентного включения в виде сфероида с полуосями а и с при условии, что вся упругая деформация сосредоточена в матрице, показал следующее (рнс. 154). При образовании сферического вы­деления (с/а= 1) энергия упругой деформации матрицы максимальна, прн образовании выделения в форме тонкого

диска (с/а<cl) она минимальна, а при игольчатой форме (с/о»1) имеет промежуточное значение.

Модулированные структуры

С

0,5 мт

Рис. 155. Модулированная структура в сплаве Си — 33,5 % Ni — 15 % Fe с ?v=25,4 нм после старения прн 775 °С в течение 15 мин. Электронная микро­фотография, фольга (Батлер и Томас)

Рис. 156. Модулированная структура в сплаве Ni — 6,7 % AI, состаренном при 750 °С в течение 96 ч. Электронная микрофотография, фольга (Эрделл и Ннкольсон). Выделения v^/(Ni₃AI) выст­роены вдоль направлений <100>

мерное пространственное расположение когерентных выде­лений на определенном расстоянии одно от другого, назы- ваемом периодом, модуляции структуры К (рис. 155 и 156).

Так как период модуляции обычно не превышает не­скольких сотен межатомных расстояний, то под световым микроскопом модулированная структура не выявляется. Наилучший метод ее изучения — электронно-микроскопиче­ский анализ тонких фольг.

В одних сплавах модулированная структура возникает на самых ранних стадиях распада, например при спино­дальном распаде, в других она появляется через некоторое время после начала распада.

Модулированные структуры в разных сплавах и в зави­симости от режима термической обработки отличаются раз­ной морфологией. В одних случаях видны тонкие пластины выделений, расположенные на одинаковом расстоянии одна от другой и параллельные определенной кристалло­графической плоскости, в других — периодически располо­женные стержнеобразные выделения, которые могут обра­зовывать трехмерную сетку взаимноперекрывающихся в пространстве стержней, параллельных определенным на­правлениям в матрице, например «упругомягкому» направ­лению <100> в кристаллах с кубической решеткой. Такая сетка выделений часто выявляется в виде характерного узора «корзиночного плетения» (см. рис. 155). Одна из типичных разновидностей модулированных структур пред­ставляет собой ряды выделений кубической формы, парал­лельные направлениям < 100> кубической решетки матри­цы (см. рис. 156).

Модулированная структура возникает прн старении таких сплавов, в которых когерентные выделения создают Еокруг себя сравнительно сильные поля упругих напряже­ний, например из-за большой разницы в удельных объемах исходной и новых фаз. Классическим примером являются дисперсионнотвердеющие сплавы для постоянных магнитов типа кунифе и кунико, относящиеся к системам Си—Ni—Fe и Си—Ni—Со. Закалка фиксирует в этих сплавах пересы­щенный твердый раствор с г. ц. к. решеткой, а старение приводит к его распаду на два раствора, которые в равно­весном состоянии также имеют г. ц. к. решетку, отличаясь один от другого н от матрицы составом, а следовательно, периодом решетки и удельным объемом (аналогичная двой­ная система описывается диаграммой состояния на рис. 148. а).

Другим примером сплавов с детально изученной моду­лированной структурой являются стареющие никелевые сплавы, в частности типа нпмоников, в которых при распа­де пересыщенного раствора с г. ц. к. решеткой выделяется когерентная ■у'-фаза, также имеющая г. ц. к. решетку. При изучении двойных сплавов Ni—А1 показано, что вначале при старении образуются хаотично расположенные выделе­ния у' кубической формы, которые по мере увеличения вре­мени старения постепенно выстраиваются в ряды, парал­лельные направлениям <100> матрицы (см. рис. 156). Это выстраивание происходит не в процессе самого распада пересыщенного раствора, а в период медленной коагуляции, когда одни частицы растворяются, а другие растут. Осо- бенносгью рассматриваемого процесса коагуляции является то, что из-за упругого взаимодействия выделений у'-фазы селективно растут благоприятно расположенные частицы и растворяются другие частицы, вследствие чего и развивает­ся модулированная структура.

Влияние напряжений от внешней нагрузки

Напряжения ниже макроскопического предела текучести, действующие в период старения, изменяют форму выделе­ний, их ориентацию и взаимное расположение в матрице. Поле напряжений от внешней нагрузки взаимодействует с полями напряжений от выделений, которые образуются в такой форме, с такой ориентировкой и взаимным располо­жением, чтобы обеспечивался минимум упругой энергии всей системы. В частности, энергетически выгодно образо­вание таких выделений, у которых уменьшено несоответст­вие решетки выделений и матрицы. Определенное влияние должно оказывать соотношение модулей упругости матри­цы и выделений.

Морфология выделений зависит от кристаллографичес­кого направления приложения внешней нагрузки растяже­ния или сжатия. Например, при старении (170 °С) монокри­сталла сплава А1 — 3,7 % Си под растягивающей нагруз­кой, приложенной вдоль оси [001], почти все дискообраз­ные выделения О'-фазы оказываются расположенными сво­ей плоскостью габитуса в кристаллографических плоскос­тях (100) и (010), а при сжатии вдоль той же оси поч­ти все диски В'-фазы расположены в плоскости (001). Следовательно, диски 0'-фазы ориентированы параллель­но оси растяжения и перпендикулярно оси сжа­тия.

В рассмотренном примере не сама б'-фаза реагирует на приложенную во время ее выделения нагрузку. Приложен­ная нагрузка заставляет ориентированно образовываться зоны ГП, которые с увеличением выдержки преобразуются в 0'-фазу.

Под действием приложенной нагрузки растет упорядо­ченность в пространственном расположении выделений. Например, в сплаве никеля с 15 % Сг и 10 % А1 при обыч­ном старении образуются сферические статистически неупо­рядоченно распределенные в матрице выделения у'-фазы, я под действием внешней нагрузки при старении выделяют­ся эллипсовидные частицы у', выстроенные в виде цепо­чек по определенным крнсталографическим направле­ниям.

3. Структурные изменения при спинодальном распаде

В начальной стадии спинодального распада возникает вы- сокоднсперсная смесь фаз, решетки которых когерентны — плавно переходят одна в другую, и межфазные границы не резкие, а сильно размьпые. Чем же отличается эта смесь фаз от флуктуаций состава, всегда имеющихся в твердом растьоре, в том числе и выше спинодальной кривой RKV на

р

К шцентрации С_а, C_Q и С^ см. на рис. 149 и 151

На рис. 157, а схематически показана последователь­ность изменений случайной флуктуации состава по мере развития спинодального распада. В первый момент (/ на рис. 157, а) в твердом растворе образовался кластер — ус­тойчивый участок с повышенной концентрацией растворен­ного элемента (выше средней концентрации С₀), окружен­ный зоной с пониженной концентрацией. Предпочтительное взаимное притяжение атомов одного сорта приводит в сле­дующие моменты (например, II на рис. 157, а) к еще боль­шему повышению концентрации в кластере и дальнейшему обеднению соответствующим компонентом прилегающей зоны. Этот процесс обеспечивается восходящей диффузией (на рис. 157, а указана стрелками), что соответствует отри­цательному коэффициенту диффузии. Последнее обусловле­но тем, что в формулу для коэффициента диффузии D одним из сомножителей входит вторая производная от энергии Гиббса по концентрации, а так как в области спи­нодального распада (d²G/dC²) <0 (см. § 45), то D<0. Это важнейший признак,.отличающий спинодальный распад от обычного распада по механизму зарождения и роста, кото­рый будет рассмотрен позже.

Атомы одного сорта в исходной матрице, расположен­ные по внешнему краю обедненной зоны, также испытыва­ют предпочтительное взаимное притяжение. Так как силы их взаимного притяжения короткодействующие, то указан­ные атомы не «чувствуют» существования готового кластера, а испытывают только влияние непосредственно граничащей с ними обедненной зоны. Поэтому они удаляются от обед­ненной зоны и образуют новый кластер, также окруженный обедненной зоной. Таким образом, образование одного кластера приводит к образованию соседнего и так далее: этот процесс в виде концентрационной волны быстро рас­пространяется по решетке матрицы. На одинаковом рас­стоянии один от другого, называемом длиной концентра­ционной волны, последовательно возникают все новые и новые кластеры.

Наиболее подробно структурные изменения при спино^- дальном распаде изучены в сплавах системы Си—Ni—Fe, находящихся по составу в центре области расслоения на диаграмме состояния. На электронно-микроскопических снимках, полученных методом просвечивания тонких фолы, светлые участки относятся к областям, обогащенным медью, а темные — обогащенным железом и никелем (см. рис. 155). В твердом растворе Си—Ni—Fe, характеризую­щемся, как и многие другие кристаллы с кубической решет­кой, значительной анизотропией модуля упругости, спино­дальный распад идет вдоль каждого из трех «упруго-мя­гких» направлений < 100>. Поэтому первоначально при спннодальном распаде в сплавах Си—Ni—Fe образуется модулированная структура, состоящая из стержнеобразных областей, разделенных размытыми границами («корзиноч­ное плетение»). По мере увеличения времени старения растут амплитуда концентраций и длина концентрационной волны, модулированная структура грубеет, а границы меж­ду когерентными выделениями становятся менее размыты­ми. Постепенно расслоение по составу достигает максиму­ма, соответствующего равновесию двух фаз с г. ц. к. решеткой. Когерентность теряется (из-за роста упругих на­пряжений), причем на межфазных границах образуются структурные дислокации. Потеря когерентности сопровож­дается исчезновением модулированной структуры и силь­ным огрублением выделений в результате коагуляции.

Особых морфологических признаков, которые были бы характерны только для структур, полученных при спино­дальном распаде, нет. Спинодальный распад не обяза­тельно дает модулированную структуру, а модулированная структура не обязательно связана со спинодальным распа­дом, как это считали раньше. Вместе с тем в упругоанизо- тропиых кристаллах весьма вероятно образование при спи­нодальном распаде модулированной структуры корзиночно­го плетения.

Термодинамика и механизм спинодального распада предопределяют его гомогенность: предпочтительного обра­зования выделений на границах зерен или на дислокациях прн спинодальном распаде не наблюдалось. Для практики весьма важно и то, что для спинодального распада харак­терна высокодисперсная структура, равномерная по всему объему зерен исходной фазы.

Из-за отсутствия специфических структурных признаков не всегда легко установить, спинодальный ли распад в дан­ном сплаве. К промышленным сплавам, в которых при ста­рении действительно протекает спинодальный распад, мож­но отнести магнитно-твердые сплавы типа кунифе и кунико, легированные куниали для изготовления пружин и высоко­прочные сплавы системы Си—Ni—Sn.

4. Непрерывный и прерывистый распад

Непрерывный распад

При непрерывном распаде в исходном пересыщенном рас­творе образуются и растут отдельные выделения избыточ­ной фазы. Так как выделения обогащены одним из компо­нентов, то матричная фаза обеднена этим компонентом и в ней существует градиент концентраций.

Кристаллы избыточной фазы растут вследствие обыч­ной нисходящей диффузии: поток атомов (см. стрелки на рис. 157,6) направлен в сторону понижения концентрации, и коэффициент диффузии D положителен. Последнее обу­словлено тем, что вне области спинодального распада вторая производная от энергии Гиббса по концентрации d²G/dC²>0 (сравните со спинодальным распадом путем вос­ходящей диффузии при отрицательных значениях D).

Растущие выделения при непрерывном распаде посте­пенно «высасывают» легирующий элемент из матричной фазы, обедняя ее по всему объему до равновесной концент­рации С„ (см. рис. 151 и 157, б).

Размер выделений г при непрерывном распаде с увели­чением продолжительности старения т возрастает прибли­женно по параболическому закону:

Скорость роста и ы делен и ft контролируется коэффици­ентом объемной диффузии D в решетке матрицы.

Характерная особенность рассматриваемого процесса — непрерывное по всему объему исходных зерен уменьшение концентрации легирующего элемента. Поэтому распад и на­зывают непрерывным. Кристаллографическая ориентиров­ка зерен исходной фазы при непрерывном выделении не из­меняется.

По микроструктурным признакам непрерывный распад раствора при старении подразделяют на равномерный (или общий) и локализованный.

При равномерном распаде выделения однородно распре­делены по объему зерна. Зарождение при равномерном распаде может быть гомогенным или гетерогенным (см. § 19). В последнем случае места предпочтительного зарож­дения (дислокации, скопления вакансий и др.) распределе­ны равномерно по телу зерна.

При локализованном распаде выделения неравномерно распределены по телу зерна. Продукты распада обнаружи­ваются у границ зерен и субзерен, в полосах скольжения и других местах. Зарождение при локализованном распа­де — всегда гетерогенное.

Зоны, свободные от выделений

При старении некоторых сплавов (алюминиевых, титано­вых, железных, никелевых и др.) вблизи границ зерен матричного твердого раствора распада не происходит и от­четливо видны зоны, свободные от выделений (рис. 158 и 159). В алюминиевых сплавах ширина таких зон составляет обычно сотые — десятые доли микрометра, и они видны только под электронным микроскопом. В титановых р-спла- вах после старения зоны, свободные от выделений, имеют ширину порядка нескольких микрометров и хорошо видны в световой микроскоп.

Существование приграничных зон, свободных от продук­тов распада раствора, не противоречит положению о том, что границы зерен облегчают зарождение выделений новой фазы. Речь идет не о самой границе, а о примыкающей к ней приграничной области. Часто можно наблюдать выде­ления непосредственно на границе зерна и рядом с ними приграничную зону, свободную от выделений (см. рис. 158),

Появление приграничных зон, свободных от выделений, можно объяснить двумя причинами. Если распад начина­ется с границ и здесь зарождается фаза, обогащенная

одним из компонентов, то при своем росте она «высасы­вает» этот компонент из приграничной области. Начинаю­щийся позднее распад в теле зерна не идет в некоторой зоне, прилегающей к выделению, из-за уменьшения в этой зоне пересыщенностн матричного раствора (см. участок зо­ны вблизи выделения на рис. 158). Это объяснение не подхо-

Рис. 158. Приграничная зона, свобод­ная от выделений в сплаве А 1—5,9 % Zn — 2.9 % Mg после старения при 180 °С, 3 ч. Электронная микрофото­графия, фольга (Анвнн. Лоример, Нн- кольсон)

д

фон — сильно травящаяся ft-фаза, в которой выделилась дисперсная а-фа- за. Х200 (И. II. Новиков, О. В. Кас­парова, И. С. Полькин)

Более общей причиной появления зон, свободных от выделений, является обеднение приграничных областей вакансиями из-за стока на границу. Равновесная концент­рация тепловых вакансий резко, по экспоненте, уменьшает­ся с понижением температуры. При закалке этот процесс внутри зерна не успевает пройти в необходимой степени и решетка сильно пересыщается вакансиями. В первый пе-

рпод закалочного охлаждения, когда при высоких темпера­турах вакансии еще очень подвижны, они устремляются к границам зерен — стокам вакансий. В результате вблизи границ зерен концентрация вакансий в некоторой зоне оказывается пониженной по сравнению с остальной частью зерна, где сохраняется высокая концентрация избыточных вакансий (рис. 160).

В

Расстояние от границы зерна

Рис. 160. Схема распределения концентрации вакансий вблизи границы зерна при разных ре­жимах закалкн:

I

I

I

I

Можно принять, что при некото­рой пересыщенности раствора ле­гирующим элементом, т. е. при определенной температуре старе­ния Т|, распад за определенное время происходит только в той части тела зерна, где концентра­ция вакансий не ниже некоторой критической величины С\.

Е

1. — закалка с температуры