Отпуск закаленных сплавов (старение)

Термомеханическая обработка сталей

Важным способом повышения механических свойств ста­ли является термомеханическая обработка. Суть ее за­ключается в том, что перед проведением изотермической закалки стали, ее подвергают деформации. Наклепанный аустенит имеет много дефектов. В результате его закалки образуется тонкодисперсная структура с высокой вязко­стью. Поскольку аустенит сохраняется некоторое время и при низких температурах, то деформацию можно про­водить и при пониженных температурах, т. е. в области 400…600 °С. Такую обработку в отличие от высокотем­пературной механической обработки (ВТМО) называют низкотемпературной термомеханической обработкой (НТМО).

ВТМО повышает прочность до s_В = 2200…3000 МПа и вязкость до 0,60…0,65 МДж/м². Кроме того, ВТМО устраняет отпускную хрупкость.

При обработке стали по способу НТМО s_В достига­ет 2800…3000 МПа.

Старение давно и широко используют в практике для получения материалов с определенным комплексом свойств (прочностных, маг­нитных, электрических и др.).

Старением называют фа­зовый распад сплавов, в ко­торых содержание элементов превышает равновесное для данной температуры. Полу­чение таких пересыщенных твердых растворов после за­калки возможно для спла­вов с уменьшающейся при понижении температуры ра­створимостью в твердом со­стоянии (рис. 82).

Рис. 82. Диаграмма состояния сплавов системы Ni – Al (НА8 и другие

промышленные сплавы, соответствующего состава)

Имеется большое число сплавов на основе железа, никеля, ко­бальта, алюминия, меди, ти­тана и других металлов, для которых характерно старе­ние. Распад пересыщенных твердых растворов сопровож­дается диффузионным перераспределением элементов и образованием зародышей новых фаз и их ростом.

Процесс распада пересыщенных твердых раство­ров во многих сплавах протекает в несколько стадий, причем их число тем больше, чем выше степень пересыщения.

Старение может протекать как при комнатной температуре, такое старение называют естественным, так и при повышенных температурах (искусственное ста­рение). Естественное старение наблюдается в сплавах на основе легкоплавких элементов (алюминиевых, магние­вых и др.).

Распад пересыщенных твердых растворов подчиняет­ся общим закономерностям, характерным для диффузи­онных фазовых превращений. Особенностью описания таких превращений является необходимость учета вкла­да упругой энергии, обычно обусловленной когерентным формированием новых фаз.

Распад пересыщенных твердых растворов, как прави­ло, осуществляется либо гомогенным, либо гетерогенным зарождением фаз. В первом случае зародыши новой фа­зы образуются во всем объеме пересыщенного твердого раствора, во втором - преимущественно на дефектах кристаллического строения (границах зерен, блоков, дис­локациях, дефектах упаковки и т. п.) различного рода.

Исключение составляет случай старения сплавов по спинодальному (беззародышевому) механизму, когда при определенных условиях (состав сплава, температура ста­рения) любая, сколь угодно малая флуктуация состава приводит к понижению свободной энергии сплава и ста­новится возможным спонтанный его распад на две фазы (т. е. в этом случае нет критического размера зародыша новой фазы). С увеличением времени выдержки распад происходит путем увеличения разницы концентраций в примыкающих областях двух образовавшихся фаз.

При гетерогенном распаде состав и структура вновь образующихся зародышей практически сразу соответст­вуют составу равновесной фазы, и дальнейший распад протекает лишь за счет роста этих областей.

В случае гомогенного зарождения новых фаз в пере­сыщенном твердом растворе (в большинстве случаев) сначала появляются зародыши метастабильных фаз.

При образовании зародышей новой фазы состав пере­сыщенного твердого раствора постепенно обедняется и приближается к составу равновесного для данной тем­пературы твердого раствора. Такой обедненный твердый раствор в стареющих сплавах называется матрицей.

Предельное количество вновь образующейся при ста­рении фазы находится в соответствии с диаграммой состояния и определяется по правилу рычага. В зависимости от температуры старения и состава сплавов время выделения фазы может изменяться от нескольких минут до сотен часов.

Кристаллические решетки выделяющихся фаз могут быть как одинаковыми с решеткой распадающихся пе­ресыщенных твердых растворов, такие фазы называются изоморфными, так и отличающимися от исходных (фа­зы называются неизоморфными ).

Образующиеся в результате распада пересыщенных твердых растворов фазы по химическому составу и струк­туре могут относиться к различному типу соединений.

И матрица, и фаза могут быть практически чистыми ме­таллами (как например, при распаде сплавов систем Сu - Со и Fе - Сu), либо могут образоваться два неупо­рядоченных твердых раствора (в сплавах Сu - NiСо и Сu - Ni - Fе). При старении сплавов нимоник и альнико, в неупорядоченной матрице выделяются упорядочен­ные фазы (в первом сплаве упорядоченная ГЦК g¢ - фаза Ni₃Al, а во втором - упорядоченная a¢ - фаза NiAl). Имеются сплавы, в которых при старении упорядочена матрица, а выделяются в ней фазы с неупорядоченной структурой (например, сплавы Cu₃Au с добавками серебра, кобальта и др.).

Если при старении образуется не одна, а несколько фаз, разнообразие этих сочетаний значительно увеличи­вается.

Так, например, распад пересыщенного твердого ра­створа в системе Аl - Сu многостадиен. Сначала в пере­сыщенном твердом растворе формируются когерентно связанные с матрицей неупорядоченные зоны Гинье–Престона-Багряцкого (ГПБ - I), которые преобразуют­ся в сопряженные с матрицей зоны ГПБ - II (q¢¢ - фазу).

Фаза q¢¢ затем перестраивается в частично когерентную метастабильную q¢ - фазу. Наконец q¢ - фаза превращается в равновесную некогерентную с матрицей q - фазу (СuАl₂).

Рис. 83. Схемы когерентного (а) и некогерентного (б) сопряжения

кристаллических решеток матрицы и выделяющейся фазы

Зоны ГПБ - I, как правило, одно- или двухслойные об­разования, обогащенные атомами меди (рис. 83, а) тол­щиной 0,5…1,0 нм и длиной 4…10 нм с такой же ГЦК решеткой, как у матрицы. Эти выделения и матрица упруго искажены из-за различий в размерах атомов ме­ди и алюминия. В зоне ГПБ - II размером 1,5…3,0 нм по толщине и 20…30 нм, а иногда и 100 нм в диаметре происходит упорядочение в расположении атомов меди и алю­миния. Решетка еще остается такой же, как у матрицы, хотя из-за когерентной связи в ней возникают тетрагональные искажения (рис. 83, б). Появляются ли зоны ГПБ - II из зон ГПБ - I или же зарождаются самостоятель­но, однозначного мнения пока нет, хотя анализ кинетики процесса свидетельствует скорее в пользу независимого зарождения зон ГПБ - II.

При дальнейших выдержках из зон ГПБ - II образуются частицы q¢ - фазы, соответствую­щие по составу равновесной фазе СuАl₂, но с тетрагональной решеткой.

В зависимости от температуры и вре­мени старения толщина частиц q¢ - фазы меняется от 10 до 15 нм, а диаметр - от 10 до 600 нм. Следует отметить, что q¢ - фаза образуется не только из зон ГПБ - П, но может зарождаться непосредственно из твердого раствора на дефектах кристаллического строения. Предпоследней стадией процесса распада в алюминиево-медных сплавах является образование равновесной фазы СuАl₂ путем пе­рестройки тетрагональной решетки q¢ фазы в орторомбическую, с полным нарушением когерентной связи с ма­трицей (рис. 83, б).

Последняя стадия процесса распада в алюминиево-медном сплаве заключается в коагуляции частиц, т. е. росте одних частиц за счет других при, прак­тически полном, сохранении объема выделившейся фазы.

Следует отметить, что укрупнение частиц равновес­ной фазы всегда является заключительной стадией ста­рения.

Образование дисперсных частиц вызывает значитель­ное упрочнение сплавов, называемое дисперсионным твердением. Возрастание прочности, как правило, сопровож­дается снижением пластичности.

Рис. 84. Зависимость предела текучести сплавов Ni – Al от режима старения при 750 ⁰С (от размеров частиц):

1-3 - сплавы с различной объемной долей частиц f (f₁< f₂< f₃)

На свойства оказывает влияние большое число факторов (размер частиц выде­ляющихся фаз, их форма, объемная доля, химический состав, характер сопряженности с матрицей - когерент­ный или некогерентный и т. п.).

В зависимости от тем­пературы и времени ста­рения происходят различ­ные изменения свойств, представляемые диаграм­мами механические свой­ства - время старения, либо механические свой­ства - размер частиц (рис. 84) и т.п.

Из дан­ных, приведенных на ри­сунке, следует, что упроч­нение сначала возрастает затем, когда объемная доля частиц перестает изме­няться и идет лишь рост их размеров, величина сохраняется практически постоянной и лишь при нарушении когерентной связи частиц с матрицей прочность начинает снижаться.

В зависимости от состава сплава и температуры ста­рения не все стадии на кривой могут быть так отчетливо выражены, либо вообще последняя часть кривой (сни­жение свойств) не наблюдается.

Контрольные вопросы к главе 5

1. Механизм образования аустенита при нагреве стали.

2. Каковы ме­ханизмы и температурные районы образования структур перлитного типа (перлита, сорбита, троостита) и бейнита?

3. В чем различие между перли­том, сорбитом и трооститом?

4. Что такое мартенсит и в чем сущность и особенности мартенситного превращения?

5. Что такое критическая скорость закалки?

6. От чего зависит количество остаточного аустенита?

7. В чем сущность превращений, происходящих при отпуске?

8. Что такое коагуляция и как изменяются структура и свойства стали в связи с коа­гуляцией карбидной фазы при отпуске?

9. Чем отличаются структуры троостита, сорбита и перлита отпуска от одноименных структур, образую­щихся при распаде переохлажденного аустенита?

10. Каково практичес­кое значение термокинетических диаграмм?

11. Как влияют легирующие элементы на перлитное превращение?

12. Как влияют легирующие эле­менты на мартенситное превращение?

13. Как протекает промежуточное превращение в легированной стали?

14. Как влияют легирующие элемен­ты на превращения при отпуске?

15. В чем сущность явления отпускной хрупкости?

16. Как можно устранить отпускную хрупкость второго рода?

Глава 6

Дата добавления: 2014-01-05