книги из ГПНТБ / Новиков, И. И. Теория термической обработки металлов учебник

ки солидуса всего на несколько градусов. Поддержание темпера­ туры нагрева под закалку в очень узком интервале возможно только в .селитряных ваннах и печах с принудительной циркуля­ цией воздуха.

Противоположный пример-—деформируемые и литейные алю­

Если возможный интервал закалочных температур достаточно широк, то температуру нагрева внутри него выбирают более вы­ сокой, чтобы сократить продолжительность растворения избыточ­ ных фаз. Однако предельную температуру закалки может лими­ тировать не солидус, а рост зерна в деформированном сплаве. Кроме того, в некоторых полуфабрикатах требуется сохранить после обработки давлением нерекристаллизованную структуру и поэтому температура нагрева под закалку не должна превышать температуру начала рекристаллизации (см. § 51).

Время выдержки при температуре нагрева под закалку выби­ рают так, чтобы завершились процессы растворения избыточных фаз. Оно зависит от состава сплава, температуры нагрева под закалку и исходной структуры. Чем дисперснее избыточные фа­ зы, тем быстрее они растворяются. Деформированные полуфабри­ каты часто (но не всегда) выдерживают при температуре закалки меньше, чем отливки, так как в них при гомогенизационном отжи­ ге слитков растворялись грубые частицы избыточных фаз, а обра­ ботка давлением измельчила структуру. Например, листы из

бой литой структуры. Чем толще сечение отливки и соответствен­ но меньше скорость охлаждения при литье, тем толще частицы избыточных фаз и больше должно быть время нагрева под за­ калку. Поэтому при закалке отливок время выдержки колеб­ лется от десятков минут до 10—20 ч.

2.Охлаждение при закалке

Спонятием «закалка» обычно ассоциируется .представление о быстром охлаждении. Действительно, многие изделия закалива­ ют в воде. Однако при закалке необязательно быстрое охлажде­ ние. Важно лишь, чтобы при охлаждении не успел произойти рас­ пад матричного раствора. В зависимости от скорости этого распа­

200

да скорость охлаждения при закалке может быть различной. Для одних сплавав обязательна закалка в холодной воде, а другие, в которых распад раствора идет медленно, можно закаливать е охлаждением на воздухе. Существует много промышленных спла­ вов на основе железа, никеля, алюминия и магния, закаливаемых на воздухе (ем. ниже табл. 8).

щенным является раствор состава точки г. Степень пересыщенности можно характеризовать отношением Со/Сь

При температуре Т\ пересыщенный а-раствор состава С0 одно­ временно является переохлажденным относительно температуры Т0, выше которой стабильна одна a-фаза, а ниже —двухфазная смесь а + р . Степень пере­ охлаждения А7'=7’о—Т\.

Чем ниже температура термостата, в которой мы переносим образец, наг­ ретый до температуры Тзак, тем больше степень переохлаждения и сте­ пень пересьиценности тве­ рдого раствора.

Термодинамическим стимулом распада пере­ охлажденного раствора является разность АЕ0б между его свободной

энергией /д и свободной Рис. 113. Зависимость свободной энергии а - ,и Р -фаз

идвухфазной смеси а+Р от состава в двойной

рез границу раздела фаз, равная энергии активации самодиффузии, то в случае распада твердого раствора Q представляет энер­ гию активации диффузии наиболее медленно диффундирующего элемента. Такая диффузия необходима для образования центров выделения новой фазы, отличающейся по составу от матричного раствора.

В соответствии с формулой (24) скорость образования центров избыточной фазы в сплаве С0 на рис. 112 при увеличении степени переохлаждения ниже То сначала должна возрастать из-за увели­ чения АРоб и соответствующего уменьшения работы образования

201

критического зародыша AFKp, а затем падать из-за уменьшения диффузионной подвижности атомов. Следовательно, инкубацион­ ный период — время до экспериментального фиксируемого начала

одним из практически важных и которое чувствительно к наиболее ранним стадиям распада раствора. Так как экспериментально фик­ сируемое «начало» распада раствора является условным момен­ том, то сопоставлять С-кривые разных сплавов имеет смысл толь­ ко при одинаковом методе их построения.

Критическая скорость охлаждения при закалке

Количественным критерием устойчивости переохлажденного твердого раствора является критическая скорость охлаждения (уКр)— наименьшая скорость непрерывного охлаждения, позво­ ляющего избежать распада раствора или, точнее, избежать изме­ нения на определенную величину выбранного свойства. Если ско­ рость охлаждения в центре сечения изделия больше оКр, то изде­ лие прокаливается насквозь. Критическую скорость охлаждения определяют, проводя из точки, соответствующей температуре на­ грева под закалку, касательную к С-кривой условного начала рас­ пада переохлажденного раствора.

Величина о Кр зависит от чувствительности метода, который был выбран для построения С-кривой начала распада. Например, для дуралюмина марки Д16 в случае построения С-кривой по по­ явлению чувствительности к межкристаллитной коррозии оКр =

202

= 550 град/с, а при построении С-кривой по изменению на 2% предела прочности иКр= 90 град/с. Если же за критерий начала распада принять изменение прочности на 5%, то оКр=20 град/с.

В § 22 было показано, что количественные оценки при непре­ рывном охлаждении следует делать не по С-кривым изотермичес­ кого распада, а по термокинетическим диаграммам. Но такие диаграммы для сплавов, закаливаемых без полиморфного превра­ щения, пока насчитываются единицами и поэтому приходится пользоваться С-кривыми изотермического распада.

даст завышенную против истинной величину о,,р. В отдельных слу­ чаях это завышение невелико. Например, у дуралюминов крити­ ческая скорость охлаждения, подсчитанная по диаграмме изотер­ мических превращений, всего в 1,1—1,2 раза больше критической скорости непрерывного охлаждения.

Глубина прокаливаемое™ при данной скорости охлаждения тем больше, чем меньше иКр, т. е. чем правее находится С-кривая. При качественном сравнении прокаливаемое™ разных сплавов можно сопоставлять положение их С-кривых, не рассчитывая ве­ личину окр.

Факторы, влияющие на устойчивость переохлажденного раствора

Устойчивость переохлажденного твердого раствора зависит ог природы основы оплава и системы легирования, содержания ле­ гирующих элементов и структуры сплава перед закалкой.

В сплавах на разной основе и с разными легирующими элемен­ тами при одной основе различна диффузионная подвижность ато­ мов [величина Q в формуле (24)]. Работа образования критаческого зародыша зависит от поверхностной энергии на границе мат­

алюмины) выделяются среди алюминиевых весьма низкой устой­ чивостью переохлажденного твердого раствора, а сплавы на базе системы А1—Zn—Mg (типа 1915 и 1925)— очень высокой (рис. 115). Разница в устойчивости переохлажденного раствора в спла­ вах на базе этих двух систем предопределяет резкое различие в технологии их термообработки: если сплавы типа дуралюмин не­ обходимо закаливать в воде, то сплавы на основе системы А1—■ Zn—Mg можно закаливать с охлаждением на спокойном воз­ духе. Прессованные полуфабрикаты из сплавов 1915 и 1925 вооб­

203

Закалку с охлаждением на воздухе широко применяют к жа­ ропрочным аустенитным стареющим сталям с интер металлидным

t;c

t;c

упрочнением, жаропрочным никелевым сплавам типа нимоник, магниевым сплавам типа электрон и др. (см. ниже табл. 8).

В пределах одной системы с увеличением концентрации леги­ рующих элементов растет пересыщенность твердого раствора и, следовательно, уменьшается его устойчивость. Например, в спла­ ве Со, более легированном, чем сплав С'0 (см. рис. 112), при тем-

113). Соответственно С-кривая начала распада раствора в сплаве

ционном отжиге слитков, при нагревах под обработку давлением и закалку из твердого раствора, который пересыщается этими элементами при кристаллизации расплава, выделяются дисперс­ ные алюминиды переходных металлов. Они служат затравками для выделения из раствора основных фаз при охлаждении спла­ ва с температуры закалки, и критическая скорость охлаждения возрастает (прокаливаемость снижается).

204

* П р и н а г р е в е в с е л и т р я н о й в а н н е .

205

Температура закалки может оказаться ниже температуры на­ чала [рекристаллизации. Сплав е нерекристаллизованной, полигонизованной структурой обладает .меньшей устойчивостью пере­ охлажденного твердого раствора (рис. 116) из-за облегченного за­ рождения избыточных фаз .на дислокациях и субграницах.

Закалка в воде позволяет получать скорости охлаждения, ко­ торые для большинства изделий (за исключением изделий очень

закалке в воде возникают большие остаточные напряжения и ко робление изделий. Поэтому там, где это возможно, скорость ох­ лаждения уменьшают, используя закалку в подогретой и кипя­ щей воде. В последнее время для закалки алюминиевых сплавов стали применять в качестве более мягкой закалочной -среды жид­

Г л а в а I X

ЗАКАЛКА С ПОЛИМОРФНЫМ ПРЕВРАЩЕНИЕМ

Закалка с полиморфным превращением в принципе применима к любым металлам и сплавам, в которых при охлаждении пере­ страивается кристаллическая решетка. Во время ускоренного охлаждения при такой закалке протекает мартенситное превра­ щение и образуется фаза, называемая мартенситом. Поэтому за­ калку с полиморфным превращением обычно называют закалкой на мартенсит.

§32. ОСОБЕННОСТИ МАРТЕНСИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ

ВУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЯХ

Мартенситное превращение было открыто при изучении за­ калки сталей. Ниже кратко рассмотрены наиболее характерные особенности мартенситного превращения в углеродистых сталях,

которые более наглядно предстают при сравнении с перлитным превращением.

206

1. Мартенситное превращение протекает при быстром охлаж­ дении углеродистой стали с температур выше А и например в воде, когда подавлен диффузионный распад аустенита на смесь двух фаз (феррита и карбида), резко отличающихся но составу от ис­ ходного аустенита. Концентрация углерода в мартенсите такая же, как и в исходном аустените. Следовательно, в отличие от пер­ литного превращения мартенситное превращение — бездиффузионное.

2. Превращение аустенита в мартенсит при охлаждении начина­ ется с определенной для каждой марки стали температуры Мн, или Ms (в индексе стоят первые буквы слов «начало—start»). Темпера­ тура начала мартенситного превращения не зависит от скорости охлаждения в очень широком диапазоне скоростей, в то время как температура начала перлитного превращения снижается с ростом скорости охлаждения (см. § 24). В отличие от перлитного мартен­ ситное превращение невозможно подавить даже при самых боль­ ших достигнутых скоростях охлаждения. Мартенситообразование происходит в определенном интервале температур между верхней мартенситной точкой Мп и нижней мартенситной точкой, обозначае­ мой Мю или Mf, (в индексе стоят первые буквы слов «конец — fi­ nish»). На С-диаграмме превращений переохлажденного аустенита при температурах Мн и Мк проходят горизонтали (рис. 117), ука-

( к а р б и д

зывающие на начало и конец мартенситного превращения. Зависи­ мость температур начала и конца мартенситного превращения от содержания углерода показана на рис. 118.

3. При температуре Мн превращение только начинается, появ­ ляются первые кристаллы мартенсита. Чтобы мартенситное пре­

207

вращение развивалось, необходимо непрерывно охлаждать углеро­ дистую сталь в мартенситном интервале Мн—Мк. Если охлаждение приостановить и выдерживать углеродистую сталь при постоянной температуре внутри этого интервала, то образование мартенсита почти сразу же прекращается. Эта особенность наиболее ярко от­ личает кинетику мартенситного превращения от перлитного, кото­ рое, как показывает С-диаграмма, всегда доходит до конца при по­ стоянной температуре ниже точки А\, т. е. оканчивается полным ис­ чезновением аустенита, если время изотермической выдержки до­ статочно велико. После мартенситного превращения даже при ох­ лаждении стали до температуры Мк, сохраняется некоторое коли­ чество остаточного аустенита.

4.В отличие от перлитного мартенситное превращение в угле­ родистой стали не имеет инкубационного периода. Длина горизон­ тали Мн на рис. 117 никакого физического смысла как отрезок вре­ мени, в течение которого идет мартенситное превращение, не име­ ет. Горизонталь Л1н отмечает температуру, ниже которой чрезвы­ чайно быстро, практически «мгновенно», образуется некоторое ко­ личество мартенсита.

5.В средне- и высокоуглеродистых сталях мартенсит образует­

«мгновенного» образования мартенситная пластина не растет. Ко­ личество мартенсита при охлаждении ниже точки Мн увеличивает­ ся не вследствие подрастания уже образовавшихся пластин, а в ре­ зультате <гмгновенного» возникновения все новых и новых пластин.

Эта особенность также резко отличает мартенситное превращение от перлитного. В процессе развития перлитного превращения не только образуются новые, но и растут ранее образовавшиеся ко­ лонии (см. рис. 89 и 90).

6.Между решетками кристаллов мартенсита и исходного аусте­ нита имеется определенное ориентационное соотношение, законо­ мерная ориентировка решетки мартенсита по отношению к решетке аустенита, в то время как при перлитном превращении решетки фаз, входящих в эвтектоидную смесь, могут быть и произвольно ориентированы по отношению к решетке исходного аустенитного зерна.

7.При мартенситном превращении в углеродистых сталях на плоской полированной поверхности образца образуется характер­

ный рельеф, свидетельствующий об изменении формы превращен­ ного объема аустенита. При перлитном превращении такой рельеф не возникает. Характерный рельеф на исходной плоской поверхно­ сти образца может служить главным внешним признаком мартен­

ситного превращения.

Мартенситное превращение, открытое при изучении закалки уг­ леродистых и легированных сталей, как выяснилось впоследствии, является одним из фундаментальных способов перестройки кристал­ лической решетки, свойственным самым разным классам кристал­ лических веществ: чистым металлам, безуглеродистым сплавам на

208

основе железа, сплавам цветных металлов, полупроводниковым

соединениям и др.

Для теории термической обработки наиболее важны исследова­ ния мартенситных превращений в системах Fe—С (рис. 85) и

бильна (см. аналогичные системы на рис. 68, а, б). Обе системы представляют исключительно большой практический интерес: Fe— С как основа сталей, a Fe—Ni как основа сравнительно молодой группы высокопрочных мартенситно-стареющих сплавов (см. § 47).

Ниже, на примере этих и других систем, рассмотрены законо­ мерности и механизм мартенситных превращений, строение и свой­ ства сплавов, закаленных на мартенсит.

§33. ТЕРМОДИНАМИКА МАРТЕНСИТНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ

1.Бездиффузионное превращение

раствора и отсутствием трехфазных равновесий (эвтектоидных, перитектоидных). При достаточно медленном охлаждении сплава Со (рис. 119,а) в интервале температур от точки 1 до точки 2 протека­ ет полиморфное превращение р i - r «г-г- Предельная раство­ римость компонента В при одной и той же температуре меньше в низкотемпературной модификации компонента А, и поэтому поли­ морфное превращение р—*чх сопровождается диффузионным пере­ распределением компонентов между исходной и новой фазой. При понижении температуры в период превращения состав исходной P-фазы изменяется по линии 1—2', а образующейся а-фазы — по линии Г —2. По окончании превращения новая a-фаза в равновес­ ных условиях должна иметь тот же химический состав, что и ис­ ходная р-фаза.

При любой температуре а- и p-растворы на базе модификаций компонента А характеризуются своими кривыми свободная энер­ гия—состав (рис. 119,6). При температуре То кривая свободной энергии p-фазы расположена ниже соответствующей кривой а-фа­ зы, т. е. p-раствор при любой его концентрации стабильнее а-рас- твора ( /р <Fa ). Кривые Fa и F$ сходятся в точке равновесия двух модификаций чистого компонента А (см. соответствующую температуру То на рис. 69).

209