Металловедение лекции

Условия образования неограниченных твердых растворов:

одинаковый тип кристаллической решѐтки компонентов;

различие в атомных размерах компонентов не более 8…15%;

расположение элементов в одной и той же или соседних группах таблицы Менделеева. Твердые растворы внедрения образуют металлы с неметаллами малого атомного радиуса

–C,N,B,H. Твѐрдые растворы внедрения всегда имеют ограниченную растворимость. Твѐрдые растворы обозначают α, β, γ, например, α=А(В) - твердый раствор компонента В

в А.

4.1.3. Химические соединения.

Химические соединения – фазы, которые имеют свою кристаллическую решетку, отличающуюся от решеток компонентов. Это определяет резкое отличие свойств соединений от свойств образующих его компонентов. Для химических соединений характерны высокая твѐрдость, хрупкость, высокая температура плавления и др.

Валентные соединения имеют постоянный состав, соответствующий законам нормальной валентности. Это могут быть соединения между металлами (интерметаллиды), а также соединения металлов с неметаллами: MgS, Al2O3, Ni3Ti, и др.

Фазы внедрения образуют переходные металлы с неметаллами малого атомного радиуса (Rнм/Rм<0,59), например, карбиды и нитриды: Mo2C, TiC, Fe4N, VN и др. Фазы внедрения отличаются от твѐрдых растворов внедрения более высокой концентрацией неметалла и простой кристаллической решѐткой типа К8, К12, Г12. Фазы внедрения тугоплавки и обладают высокой твѐрдостью. Их используют в легированных сталях и сплавах для упрочнения.

Электронные соединения – это химические соединения с определѐнной электронной концентрацией, т.е. отношением числа валентных электронов к числу атомов. Наиболее распространены соединения с электронной концентрацией 3/2: СuZn, CuBe; 7/4: CuSn3 и 21/13: Cu5Zn8 и др. Их используют как упрочняющие фазы в сплавах меди.

4.2. Диаграммы фазового равновесия (диаграммы состояния)

Фазовое состояние сплавов зависит от концентрации компонентов и температуры, при которой находится сплав. Для изучения фазового состояния сплавов пользуются диаграммами фазового равновесия (диаграммами состояния), которые строятся в координатах

«температура–концентрация компонентов». Линии диаграммы показывают температуры фазовых превращений, области диаграммы – фазовый состав сплавов в условиях равновесия. Ниже рассмотрены основные типовые диаграммы состояния, характерные для металлических сплавов.

4.2.1.Диаграмма состояния сплавов с неограниченной растворимостью компонентов

втвѐрдом состоянии

На рис.4.1 показана диаграмма состояния сплавов с неограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии. Такой тип диаграммы соответствует сплавам Cu-Ni, Ag-Au и др. В таких сплавах при охлаждении происходит только одно фазовое превращение – кристаллизация.

Рис.4.1. Диаграмма состояния сплавов с неограниченной растворимостью в твердом состоянии

Кристаллизация сплавов начинается при температурах tН, образующих линию ликвидус. Выше этой линии все сплавы находятся в жидком состоянии. Кристаллизация чистых компонентов А и В идет при постоянных температурах (tA и tB соответственно), тогда как

11

кристаллизация твердых растворов – в интервале температур (tН-tК). Окончанию кристаллизации соответствуют температуры tК - линия солидус. Ниже этой линии все сплавы находятся в твердом состоянии, в виде α-твѐрдого раствора. В области между линиями ликвидус и солидус находятся в равновесии две фазы: жидкий раствор и α-твердый раствор.

Диаграммы состояния позволяют определить структуру сплавов после завершения всех фазовых превращений при охлаждении. В данном случае структура любого сплава после охлаждения представляет собой зерна -твердого раствора (рис. 4.1).

4.2.2. Диаграмма состояния сплавов с ограниченной растворимостью и эвтектикой

Компоненты образуют твердые растворы с ограниченной растворимостью: α – твердый раствор компонента В на базе кристаллической решетки компонента А, и β – твердый раствор компонента А на базе кристаллической решетки компонента В (рис.17). ACB – линия ликвидус. AECDB – линия солидус. Линии EF и DK – линии переменной растворимости. При охлаждении по линии EF из α-твердого раствора выделяются избыточные кристаллы βII компонента В, а по линии DK – избыточные кристаллы αII компонента А. В точке С кристаллизуется эвтектика. Эвтектика – смесь двух твердых фаз, образованная из жидкой фазы.

Жс → (α+β) – эвтектика.

Сплав с содержанием компонентов в точке С называют эвтектическим, сплавы левее точки С – доэвтектические, а правее – заэвтектические. Эвтектический сплав имеет наименьшую температуру плавления. Эвтектика кристаллизуется при постоянной температуре (как чистые металлы), остальные сплавы – в диапазоне температур. Сплавы с твердыми растворами ограниченной растворимости и эвтектикой имеют широкое применение (Al-Cu, Al-Si и др.).

Рис.4.2. Диаграмма состояния сплавов с ограниченной растворимостью и эвтектикой.

4.3. Связь диаграмм состояния со свойствами сплавов

Рис.4.3. Связь диаграмм состояния со свойствами сплавов: а – сплавы с неограниченной растворимостью, б – сплавы с эвтектикой, в – сплавы с химическим соединением

Свойства сплавов отличаются от свойств образующих их компонентов: твердость и твердость сплавов выше, а пластичность – ниже, чем у чистых металлов.

В твѐрдых растворах с неограниченной растворимостью наибольшая твердость и прочность достигается при примерно равном соотношении компонентов (Рис. 4.3а). Свойства смесей (эвтектик, эвтектоидов) изменяются по линейной зависимости (Рис. 4.3б). В сплавах с химическими соединениями при концентрации компонентов, соответствующей этому

12

соединению, наблюдаются максимально высокие твѐрдость и прочность, хрупкость, высокая температура плавления и другие особые физические свойства (Рис. 4.3в).

Глава 5 ЖЕЛЕЗО И СПЛАВЫ НА ЕГО ОСНОВЕ

Основными сплавами на основе железа являются стали и чугуны – сплавы системы железо-углерод

5.1. Компоненты и фазы в системе Fe-C

Железо: Тпл=1539ºС, две модификации Feα c ОЦК-решѐткой, а=0,286 нм, существует до 910ºС и Feγ существует в диапазоне 910..1392ºС. Железо ферромагнитно при температурах ниже 768ºС (точка Кюри).

Углерод: элемент IV группы таблицы Д.И. Менделеева, с железом образует твердые растворы внедрения и химическое соединение Fe3C.

Фазы: жидкий раствор, феррит, аустенит, цементит, графит. Феррит – твердый раствор углерода в Feα.

Аустенит – твердый раствор углерода в Feγ.

Цементит – Fe3С (6,67% С) – карбид железа, решетка сложная ромбическая, высокая твердость, хрупок, Тпл=1250˚С. Цементит - метастабильная фаза, при высокой температуре разлагается на железо и графит.

Графит – углерод в твердом состоянии. Графит – стабильная фаза, плотность - 2,5 г/см3, решетка гексагональная, слоистая, анизотропен, низкая твердость и прочность, высокая химическая стойкость. Графит присутствует в качестве самостоятельной фазы в серых чугунах

5.2. Диаграмма состояния железо-цементит

В реальных условиях охлаждения углерод в железоуглеродистых сплавах находится в метастабильной фазе в виде цементита Fe3C. Диаграмма Fe-Fe3C соответствует метастабильному равновесию системы железо-углерод.

Рис. 5.1. Диаграмма состояния железо-цементит (метастабильная)

Основные критические точки и линии диаграммы (рис. 19):

точка А – температура плавления чистого железа 1539°С; точка D – температура плавления цементита 1250°С;

точка G – 910°С (А3) – температура полиморфного α↔γ превращения железа; точка N – 1392°С (А4) – температура полиморфного γ↔δ превращения железа; ABCD – линия ликвидус;

AJECF – линия солидус;

ES – линия переменной растворимости углерода в аустените; PQ – линия переменной растворимости углерода в феррите;

точка Е – предельная растворимость углерода в аустените (2,14% С); точка Р – предельная растворимость углерода в феррите (0,02% С);

Превращения при охлаждении сплавов:

13

1.Кристаллизация начинается по линии ликвидус ABCD: по линии ВС из жидкого раствора выпадают кристаллы аустенита, а по линии СD – кристаллы первичного цементита ЦI. Кристаллизация заканчивается на линии солидус AJECF.

2.Эвтектическое превращение. На линии ECF (1147°C) в точке С жидкая фаза кристаллизуется в эвтектику ледебурит – смесь двух твердых фаз, аустенита и цементита

Ж4,3%С→А2,14%С + Ц6,67%С. – ледебурит

Сплав со структурой ледебурита (4,3%С) называют эвтектическим. Сплавы с содержанием С < 4,3% называют доэвтектическими, их структура – аустенит+ледебурит. При содержании С > 4,3% – заэвтектическими со структурой ледебурит+цементит первичный.

3.Полиморфное превращение А Ф происходит в сплавах с содержанием углерода менее

0,8%С. Начало превращения соответствует линии GS (А3), конец превращения – линиям GP и PS.

4.Распад твѐрдых растворов: аустенита с выделением цементита вторичного ЦII идет по

линии SE - линии переменной растворимости углерода в -железе (Аcm) и феррита с выделением цементита третичного ЦIII по линии PQ - линии переменной растворимости углерода в -железе.

5. Эвтектоидное превращение протекает при 727°C по линии PSK (A1). Аустенит с содержанием углерода 0,8%С превращается в эвтектоид перлит

А0,8%С Ф0,02%С+Ц6,67%С.

Перлит – это эвтектоидная смесь феррита с цементитом.

Сплав с концентрацией углерода 0,8%С и структурой перлита называют эвтектоидным. Сплавы с концентрацией углерода от 0,02% до 0,8%С – доэвтектоидные со структурой перлит+феррит. Сплавы с концентрацией углерода от 0,8% до 2,14%С – заэвтектоидные, их структура - перлит+цементит вторичный.

Рис.5.2. Микроструктуры железо – углеродистых сплавов в равновесном состоянии: а - техническое железо, б, в – доэвтектоидная сталь с содержанием углерода 0,2% и 0,4% соответственно, г – эвтектоидная сталь, д, е – заэвтектоидная сталь, ж – доэвтектический белый чугун, з – эвтектический белый чугун, и – заэвтектический белый чугун

14

Ниже температуры 727°С во всех структурах вместо аустенита присутствует перлит. Фазовый состав всех сплавов ниже температуры 727°С одинаков: в равновесии находятся две фазы - феррит и цементит.

5.3. Структуры железоуглеродистых сплавов в равновесном состоянии

Различают три группы сплавов железа с углеродом: техническое железо, стали и чугуны. Техническое железо – сплавы с содержанием углерода менее 0,02%, их структура: Ф+ЦIII

(Рис. 20а).

Стали –сплавы с содержанием углерода от 0,02% до 2,14%С:

доэвтектоидные стали, 0,02%<С<0,8%, их структура - Ф+П (Рис.20 б,в);

эвтектоидная сталь содержит 08%С, структура - П (Рис.20 б,г);

заэвтектоидные стали, 0,8%<%С<2,14%, структура - П+ЦII (Рис.20 д,е).

Чугуны – сплавы с содержанием углерода от 2,14% до 6,67%С. Чугуны, в которых весь углерод находится в виде цементита, называют белыми:

- доэвтектические белые чугуны, 2,14%<%С<4,3%, структура П+Л+ЦII (Рис.20 ж);

- эвтектический белый чугун, 4,3%С, структура – Л (Рис.20 з);

- заэвтектические белые чугуны, 4,3%<%С<6,67%, структура – Л+ЦI (Рис.20 и).

Белые чугуны из-за высокой хрупкости в промышленности не применяют, их используют для производства сталей и серых чугунов.

5.4. Серые чугуны

Чугуны, благодаря наличию эвтектики, обладают высокими литейными свойствами (жидкотекучестью).

Вотличие от белых чугунов в серых чугунах углерод частично или полностью находится

ввиде графита. По составу серый чугун – это тройной сплав Fe-C-Si. Кремний способствует графитизации чугуна. Графит обеспечивает чугуну хорошую обрабатываемость резанием, высокие антифрикционные и демпфирующие свойства, снижает чувствительность к надрезам, но понижает прочность и пластичность. В состав серого чугуна входят 2,4…3,5%С, 1,2…3,5%Si и постоянные примеси – Mn, P и S. Марганец затрудняет графитизацию (отбеливает чугун), но повышает механические свойства, фосфор улучшает жидкотекучесть, но увеличивает хрупкость, сера – ухудшает литейные и механические свойства. Изменяя содержание углерода, кремния и скорость охлаждения отливки можно получить разную структуру серого чугуна. Она состоит из металлической основы и графитных включений.

По металлической основе серые чугуны различают на:

перлитный,

феррито-перлитный,

ферритный.

По форме графитных включений различают:

серый литейный чугун с пластинчатым графитом;

высокопрочный чугун с графитом шаровидной формы;

ковкий чугун с графитом хлопьевидной формы.

Серый литейный чугун (рис.21) получают методом литья. Основными способами графитизации являются:

медленное охлаждение отливки (малая степень переохлаждения, Т < 6°С);

легирование кремнием;

модифицированием твердыми частицами Al2O3, SiO2 или графита.

5.5. Влияние углерода и постоянных примесей на свойства стали

Чем больше содержание углерода в стали, тем выше еѐ прочность и твѐрдость, а

пластичность и вязкость ниже (рис. 25). При содержании С>0,8% прочность падает из-за образования по границам зѐрен хрупкой цементитной сетки (см. рис. 20 з).

Постоянные примеси попадают в сталь в процессе выплавки.

Полезные примеси: Mn от 0,3 до 0,8% и Si до 0,4%. Кремний повышает предел текучести, но снижает пластичность, марганец повышает прочность, не снижая пластичности.

Вредные примеси: сера, фосфор и газы (О2, Н2, N2). Сера вызывает красноломкость – разрушение металла при горячей обработке давлением (1000…1200˚С). Марганец связывает серу в более тугоплавкое соединение MnS, предупреждая красноломкость. Фосфор

15

способствует хладноломкости стали, каждая 0,01% Р повышает порог хладноломкости на 20…25˚С. Газы охрупчивают сталь.

ГЛАВА 6. Теория термической обработки

Глава 6 ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

Термообработка стали основана на фазовых превращениях в твѐрдом состоянии при нагреве и охлаждении:

1.Превращение перлита в аустенит при нагреве.

2.Превращения аустенита при охлаждении:

перлитное,

мартенситное,

бейнитное.

3.Превращения мартенсита при нагреве.

Условные обозначения основных критических линий диаграммы железо-цементит, использующиеся при термообработке: АС1(PSK); АС3(GS); Acm(SE).

6.1.Превращение перлита в аустенит при нагреве

При нагреве эвтектоидной стали выше линии АС1 (727˚С) перлит превращается в аустенит:

П (Ф0,02%С+Ц6,67%С)→А0,8%С.

Превращение является результатом двух одновременно протекающих процессов:

полиморфного превращения;

диффузионного растворения цементита в аустените. Для выравнивания концентрации углерода в аустените требуется время (гомогенизация).

Начальное зерно аустенита – это зерно, полученное при 727°С, оно всегда мелкое (рис.

32).

Рис. 32. Схема роста аустенитного зерна при нагреве: НМЗ – наследственно мелкозернистая сталь, НКЗ – наследственно крупнозернистая

При нагреве зерно растет. Действительное зерно аустенита – это зерно, полученное при данной температуре, его размер зависит от температуры нагрева, времени выдержки и наследственности стали. Стали наследственно крупнозернистые (НКЗ) при производстве раскислены марганцем. При нагреве рост зерна в них начинается сразу выше АС1. Стали наследственно мелкозернистые (НМЗ) раскислены марганцем, кремнием и алюминием. Нитрид алюминия AlN, располагаясь по границам зѐрен, тормозит их рост. При нагреве до 1000-1100˚С зерно растѐт незначительно, но при более высоких температурах частицы AlN растворяются в аустените, и зерна аустенита резко растут.

При последующем охлаждении размер действительного зерна сохраняется, независимо от протекающих фазовых превращений.

16

Перегрев стали – это нагрев до температур, значительно превышающих температуры фазовых превращений (1000…1100˚С), в результате чего формируется крупнозернистая структура, ухудшаются механические свойства стали. Перегрев можно исправить повторным нагревом до температур, немного выше температуры фазовых превращений (Ас3 или Асm).

Нагрев до ещѐ более высоких температур в окислительной атмосфере, вызывает пережог стали. Происходит образование оксидов железа по границам зерен, резко повышается хрупкость. Пережог неисправим.

6.2. Превращения переохлаждѐнного аустенита

6.2.1. Диаграмма изотермического распада переохлаждѐнного аустенита

Если нагретую сталь со структурой аустенита переохладить до температуры ниже 727˚С, то аустенит окажется в неравновесном состоянии. Переохлажденный аустенит через некоторое время (инкубационный период) начнѐт распадаться на феррито-цементитную смесь. В зависимости от степени переохлаждения и механизма процесса различают три превращения аустенита: перлитное, мартенситное и промежуточное (бейнитное). Превращения протекают в соответствии с диаграммой изотермического распада переохлажденного аустенита,

изображаемой в координатах «температура-время» (рис. 33). На диаграмме, соответствующей эвтектоидной стали:

Линия А1 отделяет область устойчивого аустенита.

Линия 1 – линия начала диффузионного распада аустенита, левее этой линии – аустенит переохлажденный, его устойчивость минимальна при температуре около 500˚С.

Линия 2 – линия конца диффузионного распада, правее этой линии - продукты перлитного (выше 500˚С) и бейнитного (ниже 500˚С) превращений.

Линия Мн – линия (температура) начала бездиффузионного мартенситного превращения.

Линия Мк – линия конца этого превращения, для эвтектоидной стали эта температура имеет отрицательное значение.

Рис. 33. Диаграмма изотермического распада аустенита для эвтектоидной стали

6.2.2. Перлитное превращение

Перлитное превращение идет при переохлаждении аустенита в диапазоне температур 727˚С...500˚С. При этом происходит распад аустенита на феррито-цементитную смесь:

А0,8%С→Ф0,02%С+Ц6,67%С.

Механизм перлитного превращения – диффузионный и включает два процесса:

диффузионное перераспределение углерода, приводящее к образованию цементита;

полиморфное превращение Feγ→Feα (ГЦК→ОЦК) с образованием феррита.

В итоге образуется феррито-цементитная смесь пластинчатого строения. В зависимости от температуры переохлаждения образуются феррито-цементитные смеси, отличающиеся степенью дисперсности (межпластинчатым расстоянием 0): перлит, сорбит, троостит (табл.

17

2). С увеличением степени переохлаждения увеличивается дисперсность структур, повышается прочность и твѐрдость. Наибольшей пластичностью и вязкостью обладает структура сорбита.

Таблица 2

Продукты перлитного превращения

6.2.3. Мартенситное превращение

Мартенситное превращение протекает в интервале температур Мн-Мк (рис. 33).

Механизм мартенситного превращения – бездиффузионный. При непрерывном быстром охлаждении аустенита со скоростью выше критической (VКР - критическая скорость закалки – минимальная скорость охлаждения для получения мартенсита) диффузии углерода не происходит, идет только полиморфное γ→α превращение:

Feγ(C)0,8%C→ Feα(C)0,8%C.

Образуется мартенсит – пересыщенный твѐрдый раствор углерода в α-железе. Кристаллическая решѐтка мартенсита - тетрагональная (Рис.34), в ней отношение

периодов с/а≠1. Чем больше в мартенсите углерода, тем больше степень тетрагональности (с/а).

Рис.34. Кристаллическая решетка мартенсита

Мартенсит – структура закаленной стали, обладает высокой твердостью. Это объясняется искажениями кристаллической решѐтки, вызванными повышенным содержанием в ней углерода, увеличением плотности дислокаций до 1012см-2. Чем больше в мартенсите углерода, тем выше его твердость. Твердость мартенсита стали с содержанием углерода 0,8% – 63…65

HRC.

Мартенсит имеет игольчатое строение (рис. 35).

18

6.2.5. Превращения аустенита при непрерывном охлаждении

Если на диаграмму изотермического распада аустенита (С-кривую) нанести векторы скоростей охлаждения (рис. 37), то можно определить структуру, получаемую при охлаждении аустенита.

Продукты перлитного превращения получают непрерывным медленным охлаждением. При скорости охлаждения V1 образуется перлит, при V2 - сорбит, V3 – троостит. Эти структуры можно получить также изотермической выдержкой при соответствующей температуре переохлаждения, например, вектор V6 дает структуру сорбита.

Мартенсит получают при непрерывном охлаждении со скоростью больше критической (например, V5). При скорости охлаждения V4 часть аустенита превращается в троостит, часть, ниже точки МН, превращается в мартенсит. Таким образом, формируется структура Т+М+ АОСТ.

Бейнит в углеродистой стали получают только при изотермической выдержке: вектор V7.

Рис. 37. Диаграмма изотермического распада аустенита с нанесенными на нее скоростями охлаждения

6.2.6. Влияние легирующих элементов на распад аустенита

Легирующие элементы влияют на диффузионные процессы и на полиморфное превращение:

в присутствии легирующих элементов снижается диффузионная подвижность углерода,

диффузионная подвижность самих легирующих элементов мала,

легирующие элементы замедляют превращение.

Таким образом, легирующие элементы, находящиеся в твердом растворе, увеличивают устойчивость аустенита к распаду, т.е. сдвигают С-кривую вправо. Кроме того, легирующие элементы понижают точки начала и конца мартенситного превращения, увеличивая количество остаточного аустенита.

6.3. Превращения мартенсита при нагреве (при отпуске)

Структура мартенсита – неравновесная, поэтому нагрев приводит к еѐ распаду с образованием более устойчивых структур (отпуску мартенсита). Основные превращения при отпуске:

1.Превращение мартенсита (t=100…350°C) сопровождается обеднением твердого раствора углеродом и выделением дисперсных ε-карбидов (~Fe2C):

М →Мобедн+ε–карбиды.

2.Распад остаточного аустенита (t=200…300°C) происходит по бейнитному механизму с образованием тех же фаз: .

Аост→Мобедн+ε–карбиды.

Получаемую при температурах до 350°C структуру называют мартенситом отпуска. Она состоит из обеднѐнного углеродом мартенсита и дисперсных ε-карбидов, когерентно связанных

20