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

2. Ступенчатое старение

Старение с выдержкой вначале при одной, а затем при другой температуре называют ступенчатым. Как правило, температуру первой ступени выбирают ниже, чем второй. Основная цель

двухступенчатого (двойного) старения — создать большое число ьентров выделений на низкотемпературной ступени, когда пересыщенность твердого раствора велика (на рис. 165 степень пересыщенности Co/Ci растет с понижением температуры Тi), а затем на высокотемпературной ступени получить необходимую степень распада раствора и оптимальный размер выделений. В результа­ те достигаются более высокая плотность и однородность распре­ деления выделений, чем это возможно при одноступенчатом ста­ рении при повышенной температуре.

Допустим, что по условиям эксплуатации необходимо иметь искусственно состаренный сплав с выделениями промежуточной фазы. Если эта фаза при оптимальной температуре старения за­ рождается гетерогенно на дислокациях, границах зерен и субзе­ рен, то плотность ее выделений сравнительно низкая. Если при этом она способна зарождаться на зонах ГП, то предварительное низкотемпературное старение, в том числе и естественное, может резко увеличить плотность выделения промежуточной фазы и из­ мельчить её на высокотемпературной ступени старения. Приме­ ром являются сплавы на базе системы А1 — Zn-—Mg (типа 1915), старение которых при 150—175°С обеспечивает повышенную кор­ розионную стойкость. В этих сплавах зоны ГЦ, образующиеся на низкотемпературной ступени (100°С), увеличивают плотность выделений тр-фазы (см табл. 13) на высокотемпературной ступе­ ни (175°С), и в результате двойного старения достигается сочета­ ние повышенной прочности и сопротивления коррозии под напря­ жением. Роль низкотемпературной ступени здесь может выпол­ нять и естественное старение в течение одного месяца, но более эффективно проводить первое старение при 100°С в течение 10— 20 ч.

более широкий интерес, чем может показаться на первый взгляд.

331

находящихся на квазибинарном разрезе А1 — Mg2Si или недалека от него (сплавы типа авиаль). В этих сплавах при естественном старении образуются игольчатые зоны ГП, обогащенные магнием и кремнием, а при искусственном (170°С)—метастабильная |3'-фа-

пия показала, что это обусловлено огрублением структуры. Одно

рующими элементами. При нагревании до температуры искусст­ венного старения степень пересыщенности раствора еще больше снижается, так как возрастает равновесная растворимость (С’! на

структура получается грубой. Если же после закалки сплав сра­ зу подвергнуть искусственному старению, то в начальный его период пересыщениость раствора будет высокой и в нем гомоген­ но зарождается большое число мелких выделений (З'-фазы.

Предложено несколько способов предотвратить снижение свойств искусственно состаренных сплавов, обусловленное выле­

хранение изделий после закалки при пониженной температуре (в

время такого нагрева зоны ГП, образовавшиеся при естественном старении, полностью растворяются и сплав оказывается в состоя­

332

рогенно, на дислокациях, и структура получается грубой. Комнат­ ное предстарение, создавая зоны ГП, являющиеся центрами за­ рождения р'-фазы, измельчает структуру искусственно состарен­ ного сплава е 0,8% Mg2Si и делает более равномерным распределе­ ние выделений этой фазы.

Таким образом, ступенчатое старение в зависимости от соста­ ва сплава и температуры ступеней может быть полезным или вредным.

С ролью предстарения тесно связан вопрос о роли скорости нагрева при одноступенчатом старении. Обычно на скорость на­ грева до температуры старения не обращают внимания. Однако начальные стадии распада при замедленном нагреве могут влиять на свойства состаренного сплава. Так, например, замед­ ленный нагрев до температуры старения некоторых алюминиевых сплавов позволяет несколько повысить их прочность.

Т а б л и ц а 14

Режимы старения * и механические свойства состаренных сплавов на разной основе

333

В табл. 14 приведены типичные режимы старения сплавов на разной основе и их механические свойства.

О величине прироста прочностных свойств при старении про­

разность значений свойств состаренного и закаленного сплава от­ несена к значению свойства исходного закаленного сплава. Дан­

стемы А1 — Zn — Mg сильно упрочняются при старении, а магние­

для свежезакаленного состояния.

1 Его не следует смешивать с возвратом после холодной деформации.

334

Сущность явления возврата состоит в том, что зоны ГП, воз­ никшие при естественном старении, во время нагрева сплава ра­ створяются, метастабильные и стабильные фазы из-за короткой выдержки не успевают образоваться и быстрое охлаждение фик­

(рис.. 197). Так как при каждом нагреве до температуры возвра­ та все же успевает в не­

изделий в селитряной ванне. Если эта выдержка окажется короче оптимальной, то не все зоны ГП растворятся и разупрочнение будет неполным, а при передержке упрочнение произойдет из-за начавшегося фазового старения. По этой причине и из-за сниже­ ния коррозионной стойкости возврат после старения дуралюминов не нашел широкого применения.

разных условиях старения и определить температуру их раство­ рения.

Температура нагрева для полного возврата свойств (темпера­ тура растворения зон ГП) в общем случае не является констан­ той для данного сплава. Она зависит от стабильности зон, а зна­ чит, от температуры и времени их образования. Чем больше про­ должительность низкотемпературного старения, тем крупнее и стабильнее зоны ГП и тем выше должна быть температура нагре­ ва для их полного растворения. Начиная с некоторой выдержки при старении, температура полного возврата не зависит от време­

335

ни старения. Такая критическая температура возврата характер­

сплав. В таких опытах определяют не максимально возможную, предельную температуру существования зон ГП в данном сплаве, а какую-то более низкую температуру растворения зон, образо­ вавшихся за определенное время при комнатной температуре. Ли­ ния сольвуса зон ГП, показанная на рис. 180, фактически сольвусом не является, так как она указывает температуры растворения зон, образовавшихся в течение 10 дней комнатного старения. Ли­ ния истинного сольвуса зон ГП в системе А1—Си должна проходить выше, чем это изображено на рис. 180. Например, у сплава А1—4% Си максимальная температура существования зон ГП равна не

180°С, а — 275°С.

Возврат можно наблюдать не только после старения с обра­ зованием зон ГП и не только в алюминиевых сплавах. Обработкой на возврат в принципе можно растворять и зоны ГП, и выделе­ ния метастабильных фаз в сплавах на разной основе. Для каждо­ го сплава и режима старения необходимо подбирать свою темпе­

Г л а в а X I

ОТПУСК

Отпуск относится к числу операций термообработки, широко известных уже в средние века.

Отпуску подвергают сплавы, закаленные на мартенсит. Ниже рассмотрены процессы отпуска только сталей, так как они состав­ ляют подавляющее большинство промышленных сплавов, закали­ ваемых на мартенсит. Несмотря на многочисленность исследова­ ний отпуска с широким привлечением рентгеноструктурного ана­ лиза, электронной микроскопии, измерений разнообразных физи­

336

ческих свойств, до сих пор трактовки отдельных важных процес­ сов, происходящих при отпуске сталей, спорны. Причины этого — многообразие параллельно идущих структурных изменений, вы­ сокая дисперсность выделений на ранних стадиях отпуска и труд­ ность однозначной расшифровки структуры таких выделений.

§ 47. СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ ПРИ ОТПУСКЕ СТАЛ ЕЙ

Структура закаленной стали метастабильна. При нагревании после закалки вследствие увеличивающейся подвижности атомов

процессов определяется тремя важнейшими особенностями строе­ ния закаленной стали: сильной пересыщенностью твердого рас­ твора—мартенсита, повышенной плотностью в нем дефектов кри­ сталлической решетки— дислокаций, малоугловых и высокоугло­ вых границ, двойниковых прослоек и присутствием во многих ста­ лях значительных количеств остаточного аустенита.

Распад мартенсита с выделением карбидов — главный про­ цесс при отпуске сталей. Закономерности распада мартенсита во многом сходны с закономерностями распада пересыщенного рас­ твора при старении сплавов, подвергающихся закалке без поли­ морфного превращения. Распад мартенсита в зависимости от температуры и продолжительности отпуска проходит через ста­ дии предвыделения, выделения промежуточных метастабильных карбидов, выделения цементита и коагуляции.

Повышенная плотность дислокаций из-за дополнительной де­ формации во время мартенситной перестройки решетки делает субструктуру мартенсита похожей на субструктуру наклепанного

после закалки чистых полиморфных металлов, в которых прошло мартенситное превращение, и сплавов, в которых мартенсит не является пересыщенным раствором (например, закаленный сплав С0 на рис. П9), тоже следует относить к отпуску. Во всех таких материалах при мартенситном превращении возникает повышен­ ная плотность дислокаций, в результате чего оказывается воз­ можным проводить отпуск, при котором структурные изменения состоят только из полигонизационных и рекристаллизационных процессов. Этим отпуск принципиально отличается от старения, которое применимо лишь к сплавам, содержащим пересыщенный твердый раствор1.

1Предлагаемый подход к понятию отпуска чистых металлов и ненасыщен­ ных твердых растворов со структурой мартенсита условен. Соответствующую термообработку в принципе можно относить и к отжигу (дорекристаллизационному). Однако обязательность предварительной закалки и специфика субструк­ туры мартенсита позволяют предпочесть в этом случае термин «отпуск».

Повышенная плотность дефектов решетки в закаленных ста­ лях не только предопределяет развитие процессов возврата и ре­ кристаллизации, но и сильно влияет на распад мартенсита при отпуске.

Наконец, структурные изменения при отпуске могут ослож­ няться распадом остаточного аустенита.

1. Отпуск углеродистых сталей

Характер структурных изменений при отпуске углеродистых сталей зависит от температуры и продолжительности отпуска и содержания углерода в стали. С повышением содержания углеро­ да в аустените возрастает пересыщенность а-раствора, снижается

сталей. Экспериментально выявлены два разных по природе про­ цесса сегрегации углерода: образование примесных атмосфер на дефектах решетки мартенсита и возникновение кластеров.

Дефекты кристаллической решетки — энергетически более вы­ годные места для атомов углерода, чем нормальные позиции этих атомов в решетке мартенсита. Атомы углерода упруго притягива­ ются к дислокациям и дислокационным стенкам. Сегрегации уг­ лерода образуются на структурных несовершенствах при ком­ натной температуре сразу после закалки и даже в период зака­ лочного охлаждения от температуры Ми до комнатной. Следова­ тельно, в период закалочного охлаждения в мартенситном интер­ вале, особенно сталей с высокой точкой Ми (малоуглеродистых), развивается самоотпуск. Для насыщения атмосфер на дислока­ циях в мартенсите требуется примерно 0,2% С.

Другой процесс сегрегации не связан с притяжением атомов углерода к структурным несовершенствам. При комнатной темпе­ ратуре атомы углерода в мартенсите образуют кластеры вдоль плоскостей | 100 J , а в пластинчатом мартенсите — вдоль плоско­

стей двойникования { 112 1 . При повышении температуры отпус­

ка до 100°С эти кластеры укрупняются.

Образование кластеров углерода можно трактовать как зон­ ную стадию распада раствора, аналогичную концентрационному расслоению при старении твердых растворов замещения.

Ю. А. Скаков подчеркивает, что образование зон, обогащен­ ных углеродом, следует рассматривать не как подготовительную стадию процесса выделения карбида. В связи с тем что состояние

338

100°С, экспериментально обнаруживается метастабильный е-кар- бид. Этот карбид отличается от цементита типом решетки (гекса­

температуры или увеличением продолжительности отпуска части­ цы е-карбида укрупняются, на границе его раздела с мартенситом накапливаются упругие деформации и граница из когерентной может превратиться в полукогерентную (см. § 19).

Предпочтительное образование промежуточного е-карбида вместо более стабильного цементита Fe3C можно объяснить тем, что на границе мартенсита с е-карбидом сопряжение решеток лучше и, следовательно, поверхностная энергия ниже, чем на границе матрицы с цементитом.

Одновременно с е-карбидом в интервале 100—200°С образу­ ется небольшое количество «низкотемпературного» цементита, который отличается от цементита отожженной стали параметра­ ми ромбической решетки. Такой цементит выделяется в двойнико­

ли, что первой фазой, выделяющейся из высокоуглеродистого мартенсита, является не гексагональный е-карбид, как это широ­ ко принято считать, а ц-карбид с ромбической решеткой (возмож­ ная формула FezC). Структуры обоих метастабильных карбидов очень близки. В 'частности, расстояния между плотноупакованными слоями из атомов железа в обоих карбидах заметно не раз­ личаются. Решетка метастабильного т]-карбида, как и е-карбида, может очень хорошо сопрягаться с решеткой мартенсита. Эта близость в строении ц- и е-карбида затрудняет идентификацию истинной структуры первой выделяющейся фазы.

В высокоуглеродистых сталях при температурах отпуска 250— 350°С выделяется промежуточный х_каРбид с моноклинной ре­ шеткой (возможная формула FesC2). Решетка )укарбида хорошо сопрягается с решеткой мартенсита по плоскостям двойникования >112 } м- Поэтому х*карбид образуется в двойникованном мар­

тенсите, характерном для высокоуглеродистых сталей.

О б р а з о в а н и е ц е м е н т и т а Fe3C со структурой, одинаковой или близкой к структуре цементита отожженной стали, происходит