Конструкционные стали и сплавы учебное пособие [для вузов] elr02. Е. Е. Складнова, Г. А. Воробьёва ккоон
 Скачать 3.27 Mb.
|
|
Дислокационное упрочнение. Упрочнение металлов при пласти- ческой деформации обусловлено образованием новых дислокаций и увеличением их плотности, что приводит к взаимной блокировке, препятствующей их перемещению. Упрочнение связано с плотностью дислокаций: д = К , где – плотность дислокаций, К – посто- янная, включающая в себя модуль сдвига, вектор Бюргерса и завися- щая от характера распределения и взаимодействия дислокаций. Вели- чина К для сталей с ферритной основой в 1,5…2 раза меньше, чем для аустенитных сталей. Упрочнение дисперсными выделениями. Этот вид упрочнения имеет наибольшее значение для сплавов, у которых в процессе прове- дения термической обработки происходит выделение дисперсных частиц, не когерентных с матрицей (частиц, потерявших сопряжение решеток «матрица–выделение»). Зернограничное упрочнение. Движущиеся дислокации не могут пройти через границы зерен, и передача деформации происходит пу- тем возбуждения дислокационных источников, расположенных в со- седнем зерне. Уменьшение размеров зерен способствует росту преде- ла текучести, что может быть описано уравнением Холла–Петча: 2 1 0 т d k , где 0 – сопротивление кристаллической решетки движению дислокации; k – коэффициент, определяющий сопротивле- ние границ зерен данного металла движению дислокаций; d – средний размер зерен. Кроме того, измельчение блоков и фрагментов, из кото- 57 рых состоит зерно, вносит дополнительный вклад в упрочнение мате- риала. Коэффициент k примерно вдвое меньше для аустенитных ста- лей, чем для ферритно-перлитных. Благодаря фазовой перекристалли- зации стали с ферритной основой имеют значительно меньший раз- мер зерна (10…30 мкм), чем аустенитные (70…100 мкм). 5.4. Диаграммы состояния двойных сплавов и характер изменения свойств в зависимости от состава сплавов Диаграммы состояния представляют собой графическое изобра- жение состояния сплава в координатах «состав сплава–температура», на котором отражены фазы, образующиеся в результате взаимодей- ствия компонентов сплава друг с другом в условиях термодинамиче- ского равновесия при различных температурах. Этими фазами явля- ются вещества, имеющие, в зависимости от температуры и состава, определенное агрегатное состояние, специфический характер строе- ния и определенные свойства. Жидкая фаза представляет собой раствор расплавленных компо- нентов. Твердые фазы являются зернами, имеющими определенные форму, размер, состав, строение и способность образовывать сетку по границам зерен. Твердые фазы можно наблюдать в микроскоп. Это мо- гут быть твердые растворы, химические соединения, а также зерна чи- стых компонентов, не образующих с другими компонентами ни твер- дые растворы, ни химические соединения. Диаграмма состояния разделена линиями на области. Отдельные области могут состоять только из одной фазы или из двух, имеющих разные составы, строение и свойства. По диаграмме состояния можно составить представление о специфике свойств сплавов данной систе- мы компонентов и характере их изменения в зависимости от состава, а также о возможности термической обработки сплавов и температуре нагрева для ее проведения. Рассмотрим четыре основных типа (рода) диаграмм состояния. Диаграмма состояния I рода (рис. 5.3) характерна для сплавов, компоненты которых образуют смеси своих практически чистых кри- сталлов при ничтожной взаимной растворимости. На оси абсцисс от- ложена процентная доля компонента В в сплаве. 58 Рис. 5.3. Диаграмма состояния I рода (а) и схемы получающихся структур (б) Фазовое строение сплавов зависит от температуры. При термо- динамическом воздействии компонентов друг на друга снижается температура их перехода в жидкое состояние, достигая некоторого минимума при определенном для каждой пары компонентов составе (точка С). Состав сплава можно определить, спроецировав точку С на ось абсцисс (точка В). Сплав двух или более компонентов, образую- щих механическую смесь, имеющий определенный химический со- став и кристаллизующийся при постоянной температуре (минималь- ной для сплавов данной системы), называется эвтектическим или эв- тектикой. Эвтектика является равномерной смесью одновременно закри- сталлизовавшихся мелких зерен обоих компонентов. Температура, при которой одновременно плавятся или кристаллизуются оба компо- нента, называется эвтектической температурой t э . На диаграмме со- стояния температуры, выше которых сплавы находятся в жидком со- стоянии, лежат на линии АСВ, называемой линией ликвидуса (рис. 5.3, а) (от лат. «ликвидус» – жидкий, текучий). Переход сплавов с концентрацией компонентов, отличающейся от эвтектической, из жидкого состояния в твердое при кристаллиза- ции происходит в интервале температур, лежащих между линией ликвидуса и эвтектической температурой, которой соответствует ли- 59 ния солидуса DCE (от лат. «солидус» – твердый). При этом из каждо- го сплава по мере снижения температуры в твердую фазу переходит вначале тот компонент, количество которого превышает эвтектиче- скую концентрацию (рис. 5.3, б). Поэтому у сплавов левее точки B э двухфазная область ACD содержит избыточный компонент А и жид- кую фазу Ж, а в заэвтектической области ВСЕ находятся соответ- ственно твердая В и жидкая Ж фазы. В обоих случаях фаза Ж являет- ся жидким раствором обоих компонентов. По мере снижения температуры и приближения ее к t э состав незакристаллизовавшейся фазы приближается к эвтектическому В э (точка С). При этом чем меньше сплав отличается по составу от эв- тектического, тем ниже его точка ликвидуса и тем больше в нем эв- тектики. Количественные изменения в сплавах данной системы компонен- тов (касающиеся состава твердой и жидкой фаз и их долей в единице массы любого сплава) при кристаллизации подчиняются правилу от- резков. При затвердевании сплава 1 при произвольно взятой температу- ре, соответствующей изотерме lts, состав жидкой фазы всех заэвтек- тических сплавов, включая и сплав l, будет одинаковым, равным B l Состав твердой фазы будет соответствовать 100% компонента В. Та- ким образом, при кристаллизации сплавов состав жидкой фазы изме- няется по линии ликвидуса от исходного до эвтектического. Масса твердой фазы при данной температуре определяется величиной от- резка l t , а жидкой – отрезка t s . Если массу всего сплава Q выразить через l s , то относительные доли твердой Q в и жидкой Q ж фаз можно представить в виде Q в /Q = l t /l s и Q ж /Q = t s /l s . Пользуясь этими выраже- ниями, можно вычислить и абсолютные массовые доли каждой из фаз при любой температуре. В зависимости от состава все сплавы данной системы делятся на доэвтектические и заэвтектические. Доэвтектические сплавы содер- жат компонента А свыше (100 – В э )%, в них он является избыточным. В заэвтектических сплавах избыточным является компонент В, его количество превышает В э При температурах ниже линии солидуса фазовый состав всех сплавов рассматриваемой системы состоит из зерен обоих компонен- тов: А + В (мелкие зерна (А и В) составляют эвтектику, и крупных зерен избыточных фаз – компонентов А или В соответственно в доэв- тектических и заэвтектических сплавах (см. схемы на рис. 5.3, б, со- ответствующие кривым охлаждения сплавов 2, 1 и С (Эвт.)). 60 Для более точной оценки прочностных и других свойств затвер- девших сплавов целесообразно учитывать наличие эвтектики в их структурно-фазовом составе (рис. 5.3, б). Так, структура доэвтектиче- ских сплавов состоит из А + Эвт(А + В) (сплав 2), а заэвтектических – из В + Эвт(А + В) (сплав 1), т.е. имеются крупные и мелкие зерна од- ной фазы. Количество каждой структурной составляющей, от которого за- висят свойства сплава, может быть вычислено по правилу отрезков применительно к эвтектической температуре. При оценке прочностных и других свойств следует иметь в виду, что часть сплава, представленная эвтектикой, имеет более высокую прочность, чем представленная более крупными зернами избыточной фазы. Характер зависимости прочности сплавов от их состава показан на рис. 5.4. Здесь в верхней части изображена диаграмма состояний с указанием фазового состава, а под ней показан характер изменения прочности. Если бы размер зерен у всех структурных составляющих сплавов был одинаковым, то прочность изменялась бы строго по ли- нейному закону (линия АВ). Такое изменение свойств обусловлено законом аддитивности, согласно которому каждая из двух фаз вносит в суммарную прочность сплава часть своей прочности, соответству- ющую доле этой фазы в сплаве. Поскольку эвтектическая часть спла- ва обладает более высокой прочностью, фактическое изменение этого свойства будет происходить по кривой АСВ (рис. 5.4, а). Аналогично с учетом их характера и в зависимости от состава изменяются и другие свойства сплавов. При неограниченной растворимости компонентов друг в друге получают диаграмму состояния II рода (рис. 5.5, а), на которой можно различить три фазовые области: 1. Выше линии ликвидуса АСВ находится область жидкой фа- зы Ж. 2. Под ней до линии солидуса ADB расположена двухфазная об- ласть + Ж. Фаза α представляет собой твердый раствор компонен- тов А и В. Ее зерна имеют одну кристаллическую решетку. Однако у сплавов разного состава число атомов компонентов А и В в элемен- тарных ячейках решетки различно. 61 а б в Рис. 5.4. Зависимость характера изменения прочности сплавов от рода диаграммы состояния 3. Область, расположенная под линией солидуса, является одно- фазной (фаза ). Структура каждого из твердых сплавов на рассматриваемой диа- грамме состояния представляет собой совокупность одинаковых зе- рен фазы (рис. 5.5, б). При рассмотрении кристаллизации сплава 1, согласно правилу отрезков, в двухфазной области составы жидкой и твердой фаз в зави- симости от температуры изменяются соответственно по линиям лик- видуса и солидуса (рис. 5.5, а, изотермы 1–4. Составы жидкой фазы изменяются от точки l 1 до l 4 , а составы твердой фазы – от B a1 до В а4 = В 1 При равновесной кристаллизации, происходящей при достаточно малой скорости охлаждения сплава, к концу кристаллизации (изотер- ма 4) состав окончательно сформировавшейся фазы 4 должен соот- ветствовать исходному составу сплава В (в данном случае сплава 1). Это обусловлено непрерывно происходящей диффузией между обеи- ми фазами. 62 а б Рис. 5.5. Диаграмма состояния II рода (а); характер кристаллизации сплавов и схема их фазового строения (б) В случае ускоренного охлаждения сплава при кристаллизации диффузионные процессы не успевают завершиться. В связи с этим центральная часть каждого зерна оказывается обогащенной более ту- гоплавким компонентом (в данном случае В), а периферийная – лег- коплавким (А). Это явление называется дендритной ликвацией, сни- жающей прочностные и другие свойства сплавов. Предотвратить ее можно за счет медленного охлаждения сплава, обеспечивающего его равновесную кристаллизацию. При возникновении дендритной ликвации она может быть устра- нена путем длительного диффузионного отжига сплава. Происходя- щие при этом диффузионные процессы выравнивают химический со- став в зернах. У сплавов – твердых растворов – прочность и другие свойства в зависимости от состава изменяются по криволинейному закону (см. рис. 5.4, б). Характер изменения прочности сплавов определяется ин- тенсивностью межатомного взаимодействия в кристаллической ре- шетке сплава. 63 Диаграмма состояния III рода характерна для сплавов, образу- ющихся при сплавлении компонентов, имеющих ограниченную рас- творимость друг в друге. За пределами растворимости компонентов образуются механиче- ские смеси твердых растворов на основе каждого из них (рис. 5.6). На диаграмме представлены жидкая фаза Ж (выше линии ликвидуса ADB), две области ( + Ж) и ( + Ж) (лежащие между линиями лик- видуса и солидуса АСЕВ), две области ограниченных твердых раство- ров и (лежащие ниже отрезков линии солидуса, соответственно АС и BE) и двухфазная область ( + ) – область CEKF. Рис. 5.6. Диаграмма состояния III рода Фаза α является твердым раствором компонента В в А, фаза твердым раствором компонента А в В. Взаимная растворимость ком- понентов друг в друге, как правило, зависит от температуры. Кривые CF и ЕК отражают характер изменения растворимости в зависимости от температуры . Составы фаз при любой температуре можно определить, опустив на ось концентраций перпендикуляры из соответствующих точек, 64 лежащих на линиях CF и ЕК. При t 1 , и t 2 составы фаз и – 1 2 и 1 2 Эвтектика, представляющая собой смесь мелкозернистых фаз ( и ), кристаллизуется при температуре t э , т.е. на линии СЕ. Ниже этой линии находится область двухфазных сплавов. В ней структура доэв- тектических сплавов состоит из первичных зерен -фазы, равномерно распределенных в эвтектике Э( + ), и зерен вторичной п -фазы, вы- делившейся из твердой при снижении температуры. Заэвтектические сплавы соответственно состоят из первичной -фазы, эвтектики и зерен вторичной фазы п . В доэвтектических сплавах в результате неизбежного при их охлаждении распада имею- щейся в них -фазы (в эвтектике и п ) также образуется и вторичная -фаза ( п ). Однако на диаграмме это не указывается, так как при вы- делении фаза п сливается с окружающими ее зернами первичной фазы и как самостоятельная структурная составляющая не наблю- дается. То же можно сказать о п в заэвтектических сплавах. На рис. 5.4, в показан характер изменения прочности сплавов рассматриваемой системы в зависимости от состава. В однофаз- ных областях твердых растворов и свойства изменяются по криволинейному закону, а в двухфазной ( + ) – по закону аддитив- ности с учетом влияния имеющейся в сплавах мелкозернистой эвтек- тики. Подобным образом изменяются и другие свойства сплавов дан- ной системы. Характер изменения отражает уровень свойств равно- весных сплавов. Диаграмма состояния IV рода (рис. 5.7) относится к случаю, ко- гда сплавляемые компоненты при соотношении A m В n образуют устой- чивое химическое соединение, не диссоциирующее при нагреве вплоть до температуры плавления. В связи с этим его правомерно рассматривать в качестве самостоятельного компонента, способного образовывать сплавы с каждым из исходных компонентов. Соединение А m В n при сплавлении с компонентами А и В в зави- симости от их природы может образовывать с ними различные по ха- рактеру системы. Например, компонент А m В n образует с компонента- ми А и В сплавы, относящиеся к диаграмме состояния I рода (см. рис. 5.7). В связи с этим фазовый состав любого сплава системы А–В в твердом состоянии должен представлять смесь химического соединения и одного из исходных компонентов. 65 Рис. 5.7. Диаграмма состояния IV рода Уровень свойств сплавов и характер их изменения в зависимости от состава в этом случае должны изменяться по закону аддитивности (см. рис. 5.4, а) с учетом влияния эвтектики. Характер изменения свойств сплавов в зависимости от состава предопределяется диаграммой состояния. Эти закономерности уста- новлены академиком Н.С. Курнаковым, внесшим фундаментальный вклад в методику изучения свойств сплавов. Таким образом, можно создавать сплавы различного назначения, целенаправленно заклады- вая в них такие факторы, которые позволят на следующих этапах тех- нологической обработки формировать в сплавах требуемые дислока- ционно-фазовые структуры и необходимые комплексы механических и других свойств. В связи с этим особенно важны такие факторы, как наличие или отсутствие в сплавах переменной растворимости компонентов или аллотропических превращений при изменении температуры. Эти свойства относятся к равновесному состоянию, однако дополнитель- ной обработкой их можно целенаправленно изменять. Причем изме- нение касается только уровня свойств, а характер изменения, как пра- вило, сохраняется. 66 6. ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ СИСТЕМЫ «ЖЕЛЕЗО–УГЛЕРОД» 6.1. Компоненты и фазы в сплавах «железо–углерод» Железоуглеродистые сплавы – стали и чугуны – это сплавы желе- за с углеродом и другими элементами. Их свойства определяются свойствами и количеством железа и углерода, а также характером взаимодействия между ними. Структурные превращения, протекаю- щие в железе при нагреве и охлаждении, сопровождаются появлением площадок на соответствующих кривых (рис. 6.1). Рис. 6.1. Диаграмма состояния системы «железо–цементит» 67 Железо (Fе). Температура плавления 1539 °С, удельный вес 7,87·10 4 Н/м 3 (7,87 г/см 3 ). Технически чистое железо содержит около 0,1…0,15% примесей. Прочность его невелика: в = 250 МПа, твер- дость 45…80 НВ, пластичность высокая: = 50%. Температуры, при которых происходят превращения в железе и железоуглеродистых сплавах, называются критическими. Они обозначаются буквой А и порядковым номером, определяющим вид превращения. Железо яв- ляется полиморфным металлом и имеет две полиморфные (аллотро- пические) модификации атомно-кристаллической решетки: α-железо (Feα) до 911 °С и выше 1392 °С имеет объемно-центрированную куби- ческую решетку. Высокотемпературную модификацию α-железа назы- вают -железом (обозначается Fe ,) так как, имея тот же тип кристал- лической решетки, что и Feα, оно отличается величиной параметра. При нагреве до 768 °С Feα магнитно, а в интервале (768…910) °С не- магнитно. Кривая охлаждения фиксирует, помимо температуры кри- сталлизации, два полиморфных и одно магнитное превращение, не свя- занное с перестройкой кристаллической решетки. Температуру 768 °С перехода магнитного α-железа в немагнит- ное называют точкой Кюри. Эта температура принята за критическую и обозначается A 2 . В интервале (911…1392) °С (1400 °С) железо име- ет гранецентрированную кубическую решетку (называется γ-железо, обозначается Fe ). Гамма-железо немагнитно. При нагревании железо самопроизвольно претерпевает поли- морфные превращения, последовательно переходя из одной формы кристаллического строения решетки в другую. Движущей силой этого процесса является стремление вещества к наименьшему запасу сво- бодной энергии. Железо образует со многими элементами твердые растворы: с металлами – твердые растворы замещения, с неметаллами (углеро- дом, азотом, бором и др.) – твердые растворы внедрения. |