lekcii (774103), страница 11
Текст из файла (страница 11)
Для Al сплавов).Т/о заключается в нагреве до температур с высокой растворимостью с резким охлаждением до температур с низкой (закалка), и последующим нагревом до промежуточных температур(старение), вызывающих процесс выделения избыточной фазы.Стареющие сплавы созданы на основе Al, Cu, Fe, Ni, Co, Ti, идругих Ме.Механизм упрочняющей т/о на основе закалки и старенияУпрочнение возможно для сплавов состава от a до АmBn, рис.7.2,в которых при охлаждении выделяются вторичные кристаллыАmBn . Механизмом упрочнения является ограничение подвижности дислокаций за счѐт создания препятствий их движению.Рис.7.2. Двухкомпонентный термически упрочняемый(закалка + старение) сплав•••••••Включения второй фазы должны быть дисперсными ирасположены на оптимальном расстоянии в 25-50 межатомныхрасстояний.После закалки упрочнения не наблюдается.
Пересыщенныйтвѐрдый раствор имеет повышенную свободную энергию и начинает распадаться. Распад может идти при комнатной температуре (для низкоплавких компонентов, естественное старение) или при нагреве (искусственное).В ходе старения концентрация избыточного компонента снижается, образуются выделения, богатые избыточной фазой.Движущей силой процесса является снижение термодинамического потенциала (свободной энергии Гиббса).Для начала процесса необходимо преодолеть энергетическийбарьер, величина которого называется энергией активации.Энергия активации определяется степенью различия кристаллических решѐток пересыщенного раствора и выделений. Чембольше различие, тем значительнее энергия активации.При невысоких температурах старения зарождаются выделенияс более низкой энергией активации и близким типом решѐтки.••••••••В порядке возрастания энергии активации возникают следующие типы выделений:- зоны Гинье-Престона (ГП);- метастабильная фаза;- стабильная фаза.Зоны ГПЗоны ГП- нанометрические образования (10-50 нм) избыточногокомпонента (В), ещѐ сохраняющего решѐтку основного (А), чтовызывает местное изменение периода решѐтки последнего.При значительном различии размеров А и В, например, Al и Cu,зоны ГП имеют форму дисков толщиной до10 м/а расстояний,диаметр 10-50 нм.
Диски закономерно ориентированы в решѐтке А, рис.9.2 а.При небольшой разнице в размерах зоны ГП имеют формусфер.Зоны ГП затрудняют продвижение дислокаций, что приводит купрочнению сплава.Ри. 7.3. Выделения в сплаве при старенииа-зона ГП;б- метастабильная фаза с когерентными границами;в- стабильная фаза с некогерентными границами.1 – атомы компонента А, 2- атомы В.•••••Метастабильные фазыМФ имеют переходную, отличающуюся от основного раствора,кристаллическую решѐтку, с близким или сходным расположением атомов. Уже формируется граница раздела фаз, когерентная или полукогерентная.МФ сохраняют высокую дисперсность, что повышает сопротивление движению дислокаций, т.
е. прочность сплава.Стабильные фазыС ростом температуры старения и времени выдержки продолжается обособление выделений от основного раствора.Выделения образуют стабильную фазу АmBn, имеющую сложную кристаллическую решѐтку. Размеры выделений увеличиваются. Когерентная граница раздела фаз трансформируется внекогерентную, имеющую минимальные искажения.
Выделениякоагулируют, структура стабилизируется, что приводит к разупрочнению сплава, рис.7.4, кривая 3.Т/о, приводящая к, стабилизации структуры и падению прочности, называется стабилизацией.•••Рис.7.4. Зависимость твѐрдости сплава от режимов старения.1- образование зон ГП; 2- образование метастабильной фазы;3- образование стабильной фазы.Типы выделений2-й фазыЗоны ГПвыделениявысокодисперсные,сплав максимальноупрочнѐн,когерентные коснове сплаваМетастабильнаяфазадисперсность снижена,упрочнение снижено,полукогерентнаСтабильная фазакоагулирована,разупрочнениесплава,некогерентна.Схема 7.5.
Типы выделений 2-й фазыОсновной тип упрочнения в ряде промышленных сплавов, дюралей, берилиевой бронзы и др.4. Т/о сплавов с эвтектоидным превращением••••••••••Теория т/о стали начала формироваться с открытия русскимучѐным Д.К. Черновым критических точек в стали в 1868г.Эвтектоидное превращение имеет место в сталях, Al ,Ti и др.сплавах. Т/о их строится на единых принципах, но компоненты ифазовый состав вносят различия.
Рассмотрим т/о стали.Выделим:-фазовые превращения при нагреве до аустенитного состояния(нагрев под закалку, нормализация, гомогенизирующий отжиг идр.;- превращения при охлаждении (распаде) аустенита;- превращения при нагреве закалѐнных сталей (отпуск).Рассмотрим нагрев сталей с исходными структурами:- Ф+П (доэвтектоидная);- П (эвтектоидная);- П+Ц (заэвтектоидная);•••По достижении температуры АС1, начинается зарождение кристаллов А на межфазных границах Ф и Ц в П, рис.
10.1.Превращение состоит из 2-х одновременно идущих- полиморфного превращения Ф→ А и растворения Ц в А, при этомнеоднородность по углероду выравнивается с задержкой.Зарождение А происходит одновременно в нескольких центрахП колонии, зерно А при этом измельчается, рис. 10.1.Рис. 10.1.Схема зарождения зѐренаустенита в перлитной колонии.••••Эта возможность используют на практике.
Число ЦК А можноувеличить повышая дисперсность П и скорость нагрева и получить мелкое зерно А. Продукты превращения мелкозернистогоА имеют лучший комплекс механических свойств – прочность,пластичность, ударную вязкость.В доэвтектоидных сталях, после завершения превращения Ф→А в интервале Ас1-Ас3 происходит превращение избыточного Ф вА, а в заэвтектоидных сталях в интервале Ас1-Аст - растворение избыточного Ц в А. Процессы сопровождаются диффузиейС, выравниванием его концентрации и незначительным ростомзѐрен.Нагрев выше Ас3 и Аст приводит к собирательной рекристаллизации, которая протекает с различной скоростью и зависит отспособа раскисления и состава ЛЭ.Различают природно крупнозернистые и мелкозернистыестали.••Природно-крупнозернистыми называют стали, в которых помере превышения температур Ас3 или Аст наблюдается быстрый рост зерна А.
Эти стали раскисляются в процессе выплавкиферросилицием и ферромагнием.Природно-мелкозернистыми называют стали, в которых помере превышения температур Ас3 или Аст наблюдается медленный рост зерна А. Эти стали раскисляются Al , а также со-держат Ti, V. Предполагаемый механизм действия- задержка•••роста зерна расположенными на его границах частицами нитридов, карбидов указанных элементов.Добавки Мn увеличивают скорость роста А.Величину зерна оценивают в баллах по методике ГОСТ 5639-82Превышение величины зерна более нормативного называетсяперегревом и влечѐт падение механических свойств.Выбор температуры нагрева под закалку•••••Требования ктемпературе закалки:-аустенизация полная иза минимальное время;рост зерна болеенормативного недопускается;Интервал закалочныхтемператур, определѐнный экспериментально, показан нарис.10.2.Для заэвтектоидныхсталей Тзак принимаютравным АС1+50°С, чтобыограничить со-держаниеС.
С приво-дит к ростуостаточно-го А иснижению проч-ностиРис.10.2после закалки.3.ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ НАРАВНОВЕСНУЮ СТРУКТУРУ СТАЛИ••••••Значительного улучшения свойств стали достигают прилегировании,- введении легирующих элементов, Ме и не Ме.В качестве легирующих используют следующие элементы (ЛЭ):Cr, Ni, Mn, Si, Mo, W, V, Ti, Nb. Реже - Co, Al, Cu, B.ЛЭ изменяют температуры полиморфных, эвтектических и эвтектоидных превращений, растворимость углерода в А и Ф.Некоторые ЛЭ взаимодействуют с углеродом, замещая Fe, меж-дусобой и с Fe, образуя интерметаллиды.Обозначим температуры равновесных превращение на ДС Fe -Fe3Сбуквой А с символом.
Температуру эвтектоида - А1, маг-нитногопревращения – А2, линии GS –A3, NJ - A4 , SE – Аст .При нагреве температура превращений выше, чем при охлаждениивследствие гистерезиса. Нагрев будем указывать индексом с,охлаждение – r. Магнитное превращение не имеет гистерезиса.ЛЭ, расширяющие γ-область• ЛЭ делятся на 2группы. 1-я понижает температуру А3и увеличивает А4,т.е. расширяет γобласть. Это Ni, Mn,Со, N и др.• Для определѐнныхЛЭ и их концентраций А3 понижаетсядо 0°С.• Сплавы, в которыхγ-фаза (аустенит)вследствие добавокЛЭ устой-чива прикомнат-ных темп-хназы-ваются аустенитными, рис.
7.8.•Рис.7.8ЛЭ, расширяющие α -область• 2-я группа ЛЭ, наоборот, повышает А3 и понижает А4, что приводитк расширению α области. Это Cr, Si, Mo, W, V,Ti, Nb.• Все стали, в которыхвследствие легирования устойчива при комнатных температурах αобласть, называютсяферритными сталями.• Граничная концентрация ЛЭ слева α области1,5-3%, у Cr 12%,рис.7.9.
- 7.11.Рис.7.9Рис.7.10•Рис.7.11При добавлении углерода точка С смещается вправо, рис.7.10.4.Карбиды и нитриды в легированных сталях•••••Ряд ЛЭ а также основа – Fe образует с С карбиды - Cr, Mn, Mo,W, V, Ti, Nb. Сродство к углероду обусловлено недостроеннойэлектронной d оболочкой. Чем меньше электронов в оболочке,тем больше сродство.При малых добавках ЛЭ (0,1%) самостоятельных карбидов необразуется, происходит частичное замещение Fe в цементите,легированный цементит, Mn всегда легирует Ц.Fe, Mn образуют соединение (Fe, Mn)3С или Ме3С. Сильныекарбидообразователи дают МеС - Mo, W, V, Ti, Nb , а при определѐнных условиях и Ме2С.Cr при содержании до 10% образует Cr7С3 , а в высоколегированных сталях - Cr23С6 , вместе с другими ЛЭ - Ме7С3 и Ме23С6.Ме3С –хорошо растворяются в А, Ме7С3, Ме23С6, Ме6С труднорастворимы в А, МеС – практически нерастворимы в А.•Аналогичные соединения наблюдаются для соединений ЛЭ сазотом –нитридов при достаточном количестве азота в стали.Образование карбидов и нитридов в зависимости от положения ЛЭв таблице Менделеева.Влияние ЛЭ на фазовые превращения в стали•••ЛЭ изменяют температуры фазовых превращений.Расширяющие γ-областьЛЭ смещают линии ДСFe-Fe3C - PSK, GS, SE всторону более низкихтемператур,расширяющие α-область,напротив, в сторону более высоких, рис.7.12.В сложнолегированныхсталях, включающих обегруппы ЛЭ, смещениезависит от их количественного соотношения.Рис.7.12Положение концентрационных точек••••••Легирование изменяетсодержание углерода вточках S и E ДС.Большинство ЛЭ уменьшает растворимость С вА и сдвигает линию SEвлево.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
