Влияние скорости охлаждения на структуру металла

Обновлено: 27.09.2024

Термической обработкой называется технологический процесс, включающий нагрев стали до определенной температуры, выдержку при этой температуре и охлаждение с необходимой скоростью. Целью термической обработки является получение заданных свойств стали путем -из менения ее структуры без изменения формы и размеров деталей.

Термическая обработка вызывает изменения в структуре материала в том случае, если сплав претерпевает превращения, вызванные полиморфизмом, диффузией или изменением растворимости одного компонента в другом. Часто эти процессы могут накладываться друг на друга и оказывать влияние на свойства материалов.

В практике термической обработки сталей используются линии диаграммы РSК, SE, GS. Французский ученый Османд для удобства предложил обозначать их следующим образом: линию РSК – А 1 , линию GS – А 3 , линию SE – А m .

Так как при нагреве и охлаждении в процессе термической обработки положение этих линий не совпадает, то к предложенным обозначениям добавляются буквы:

– с – при нагреве ( Ас 1 , Ас 3 , Ас m );

– r – при охлаждении ( Аr 1 , Аr 3 ,Аr m ).

Для каждой стали эти значения можно найти в марочниках стали.

В исходном состоянии углеродистая сталь может иметь различную структуру в зависимости от содержания углерода: доэвтектоидная – феррит и перлит; эвтектоидная – перлит; заэвтектоидная – перлит и цементит вторичный.

Рассмотрим процесс нагрева эвтектоидной стали выше критической температуры А 1 , когда структура состоит из перлита. Это превращение можно записать согласно диаграмме «Железо–цементит»:

где Ф (феррит) содержит 0,02 % углерода, Ц (цементит) – 6,67 % углерода и А (аустенит) – 0,8 % углерода.

Когда сталь переходит критическую температуру А 1 , превращение сопровождает два параллельно идущих процесса: полиморфное превращение Fe α (ОЦК) → Fе γ (ГЦК) и растворение цементита в Fе γ .

Растворение цементита не может начаться, пока сохраняется кристаллическая решетка феррита. Как известно, углерод в ней может максималь-

но растворяться в количестве0,02 %, поэтому вначале происходит зарождение кристаллов аустенита на межфазной поверхности раздела феррита и цементита. Зарождение сопровождается образованием центров кристаллизации аустенита, и, следовательно, происходит измельчение зерна. Только после образования Fе γ возможно дальнейшее растворение углерода в -ау стените.

Полиморфное превращение происходит с более высокой скоростью, чем процесс растворения цементита, поэтому первоначально аустенит сохраняет неоднородность по углероду и за образованием зародыша аустенита следует его насыщение углеродом.

Начальная величина зерна аустенита зависит от количества зародышей, возникающих в данном объеме в единицу времени, скорости их роста. Чем дисперснее структура перлита, тем мельче начальное зерно аустенита, т. к. у такой структуры больше поверхность раздела между ферритной и карбидной фазами, где и идет образование зародышей.

К окончанию превращения всего перлита в аустенит, сталь состоит из большого количества мелких аустенитных зерен. Дальнейший нагрев или выдержка после окончания превращения ведет к их росту. Рост зерна аустенита происходит самопроизвольно и вызывается стремлением системы к уменьшению свободной энергии за счет сокращения поверхности зерен. Он происходит в результате увеличения одних зерен за счет других, более мелких.

Чтобы охарактеризовать поведение стали при нагреве в отношении изменений размера зерна, рассмотрим понятие о зерне аустенита, которое может быть:

· начальным зерном – размер аустенитного зерна в момент окончания перлито-аустенитного превращения;

· действительным зерном – зерном аустенита, полученным в данных конкретных условиях нагрева;

· наследственным зерном аустенита, характеризующим склонность зерна к росту при высоких температурах.

Склонность стали к росту зерна зависит от ее состава и раскисления. Стали, раскисленные только марганцем или марганцем с кремнием, относят к наследственно-крупнозернистым . Стали, раскисленные и модифицированные дополнительно алюминием, титаном, церием и другими элементами в количестве0,05–0,1 %, относят к группе наследственно-

Переход через критическую точку А 1 сопровождается резким уменьшением размеров зерна. При дальнейшем нагреве зерно аустенита в мелкозернистой стали не растет до весьма высоких температур, после чего начинает быстро расти. В крупнозернистой стали ничто не препятствует росту зерна, который начинается сразу после перехода через критическую

точку (рис. 4.1). Наследственно-мелкозернистая сталь при достаточно высокой температуре может иметь более крупное зерно аустенита, чем на- следственно-крупнозернистая сталь, поэтому различают еще действительное зерно , полученное в стали при данной температуре нагрева. Размер действительного зерна аустенита определяется температурой нагрева, длительностью выдержки и склонностью данной стали к росту зерна.

Известно, что мелкозернистая сталь имеет более высокие механические свойства, поэтому природную зернистость сталей оценивают баллами специально разработанной шкалы зернистости (ГОСТ 5639–82).

Рис. 4.1. Схема роста зерна аустенита в наследственно-мелкозернистой и наследственно-крупнозернистой эвтектоидной стали

Нагрев доэвтектоидной стали до температуры, значительно превышающей А 3 (1100–1200 °С), и последующее охлаждение приводят к образованию структуры, состоящей из крупных игл избыточного феррита, прорезающих крупные зерна перлита. В честь австрийского ученого А. Б. Видманштетта такая структура была названа видманштеттовой структурой (рис. 4.2).

Рис. 4.2. Фотография (а) и схема (б) микроструктуры Видманштетта

Еще более высокий нагрев стали, при котором по границам зерна появляются участки оплавления и происходит их окисление, вызывает пережог стали. При пережоге излом стали становится камневидным и является неисправимым браком.

Выше (в гл. 3) рассматривались фазовые превращения, происходящие в стали при медленном охлаждении из аустенитного состояния. Увеличивая скорость охлаждения или вводя легирующие элементы, можно значительно повысить степень переохлаждения аустенита, т. е. понизить температуру его превращения. От степени переохлаждения аустенита зависят механизм и кинетика превращения, структура и свойства продуктов превраще-

ния. Процессы распада переохлажденного аустенита подразделяют на диффузионное (перлитное), промежуточное (бейнитное) и бездиффузионное (мартенситное).

Если сталь со структурой аустенита, полученной в результате нагрева до температуры выше А 3 (для доэвтектоидной стали) или выше А ст (для заэвтектоидной стали), или выше А 1 (для эвтектоидной стали), переохлаждать до температуры ниже А 1 с различными скоростями, вызывая тем самым различную степень переохлаждения, то можно получить продукты распада аустенита, резко отличающиеся по строению и свойствам.

Рассмотрим превращение переохлажденного аустенита на примере эвтектоидной стали (0,8 % углерода). Во время охлаждения ниже критической температуры А 1 происходит превращение его на почти чистое Fe α и цементит.

А 0,8 % С → Ф 0,02 % С + Ц 6,67 % С .

Процесс образования перлита– это зарождение центров перлита и рост перлитных кристаллов. Этот процесс происходит во времени и может быть изображен в виде кинетической кривой превращения (рис. 4.3), показывающей количество перлита в зависимости от времени.

Рис. 4.3. Кинетическая кривая превращения аустенита в перлит

Начальный период характеризуется малой скоростью превращения и имеет инкубационный период 0а . Длительность инкубационного периода зависит от степени переохлаждения аустенита. При снижении температуры, т. е. увеличении степени переохлаждения, скорость превращения возрастает, а продолжительность инкубационного периода и всего превращения сокращается.

Для изучения изотермического(при постоянной температуре) превращения аустенита образцы стали нагревают до стабильного аустенита, а затем переохлаждают аустенит до температур ниже А 1 (700, 600, 500 °С и т. д.) и выдерживают при этой температуре до полного распада аустенита, фиксируя начало и окончание превращения.

Пусть эти температурные значения будут t 1 > t 2 > t 3 (рис. 4.4), тогда построение диаграммы изотермического превращения аустенита будет выглядеть так, как показано на рис. 4.4б. Горизонтальная линия М Н показывает температуру начала бездиффузионного мартенситного превращения, М К – его окончания.

Превращения, которые совершаются при разных степенях переохлаждения выше и ниже пика С-образной диаграммы, отличаются по кинетике превращений и по форме продуктов распада. Условно они разделены на три зоны: перлитное, бейнитное и мартенситное превращения.

Перлитное превращение переохлажденного аустенита является диффузионным. В начале на границе аустенитного зерна образуется зародыш цементита. Объем вблизи его обедняется углеродом, снижает свою устойчивость и испытывает полиморфное( γ → α ) превращение. Кристаллы феррита зарождаются на границе с цементитом. В результате происходит совместный рост кристаллов феррита и цементита, образуются так называемые перлитные колонии. Чем больше переохлаждение, тем мельче получается ферритно-цементитная смесь и тем прочнее и тверже она становится.

Рис. 4.4. Кинетические кривые распада переохлажденного аустенита (а) и диаграмма изотермического превращения переохлажденного аустенита

эвтектоидной стали (0,8 % углерода) (б)

При высоких температурах превращения (650–700 ºС) и малых степенях переохлаждения получается грубая смесь феррита и цементита. Эта смесь называется перлитом . При более низких температурах (550–600 ºС) и, следовательно, больших степенях переохлаждения дисперсность струк-

тур возрастает и

твердость продуктов повышается 2500до –3500 НВ

более тонкого строения получил название сорбит

(от фамилии английского ученого Г. К. Сорби).

При еще более низкой температуре(550 ºС) дисперсность ферритноцементитной смеси еще более увеличивается и получается структура, называемая троостит (по фамилии французского ученого А. Ж. Труста),

с твердостью 3500–4500 НВ (≈35 HRC).

Таким образом, перлит, сорбит и троостит – это структуры с одинаковой природой (феррит + цементит), отличающиеся между собой степенью

дисперсности частиц феррита и цементита. Перлит может иметь зернистое и пластинчатое строение. Однородный аустенит образует пластинчатый перлит. Неоднородный аустенит при всех степенях переохлаждения превращается в зернистый перлит.

В доэвтектоидных и заэвтектоидных сталях сначала выделяется избыточная фаза – феррит или избыточный цементит, в остальном все происходит как в эвтектоидной стали.

Мартенситное превращение аустенита происходит в том случае, ко-

гда аустенит переохлажден до низких температур, при которых исключена диффузия.

Мартенсит (по фамилии немецкого ученого А. Мартенса) – упорядоченный перенасыщенный твердый раствор углерода в Fe α . Мартенситное превращение состоит в перестройке γ -решетки в α -решетку без диффузии углерода.

Аустенит и мартенсит имеют разную кристаллическую решетку и разный удельный объем, поэтому происходит рост упругих напряжений во всей детали. Это необходимо учитывать при их термической обработке, т. к. объем мартенсита больше объема аустенита.

Рис. 4.5. Тетрагональная кристаллическая решетка (а) и микроструктура мартенсита (б)

Мартенсит имеет тетрагональную кристаллическую решет (рис. 4.5), параметры которой c и а зависят от количества растворенного в

нем углерода. Твердость мартенсита будет тем больше, чем больше углерода в стали (табл. 4.1).

Мартенситное превращение протекает в интервале температур от М Н до М К . Чтобы мартенситное превращение развивалось, необходимо сталь непрерывно охлаждать. Если охлаждение прекратить в интервале между М Н и М К , то это приведет к стабилизации аустенита. В закалённой стали, имеющей точку М К ниже +20 °С, а именно в углеродистых сталях, содержащих углерода более 0,5–0,6 %, или легированных, всегда присутствует остаточный аустенит. Его количество тем больше, чем ниже температуры точек М Н и М К , т. е. чем выше содержание в аустените углерода и легирующих элементов.

Температурное значение точек М Н и М К не зависит от скорости охлаждения, а обусловлено химическим составом стали. С повышением содержания углерода и легирующих элементов в стали(кроме кобальта и алюминия) значения температур М Н и М К понижаются. Размеры кристаллов мартенсита определяются величиной исходного зерна аустенита.

Следует помнить, что мартенсит – это пересыщенный твердый раствор внедрения, искусственно полученная неравновесная структура и при определенных условиях она может превращаться в более равновесные структуры. Для структуры мартенсита характерна высокая прочность, твердость, износостойкость, кроме того, она имеет наибольший удельный объем в сравнении с другими структурами.

Промежуточное (бейнитное) превращение аустенита протекает ме-

жду перлитным и мартенситным превращением и сочетает в себе диффузионное перераспределение углерода в аустените между продуктами его распада и бездиффузионное(сдвиговое) мартенситное превращение при перестройке кристаллической решетки Fе γ → Fе α . Бейнит (по имени американского металлурга Э. Бейна) представляет собой двухфазную структуру, состоящую из кристаллов феррита и цементита. Особенность этого превращения заключается в том, что полиморфный переход происходит по мартенситному механизму. Бейнит, образующийся в интервале температур 550–350 ºС, называют верхним бейнитом , а образующийся при 350– 240 ºС – нижним бейнитом .

ния и редко используется в практике термической обработки сталей. Превращения аустенита при непрерывном охлаждении описываются термокинетическими диаграммами.

Такие диаграммы строят в координатах«Температура – Время» на основе анализа серии кривых охлаждения, на которых отмечают температуры начала и конца перлитного и бейнитного превращений. Термокинетические диаграммы имеют сложный вид, поэтому для упрощения будем рассматривать диаграмму изотермического превращения с наложенными на нее кривыми охлаждения (рис. 4.6).

Влияние нагрева и скорости охлаждения углеродистой стали на ее структуру

Термической обработкой называется технологический процесс, включающий нагрев стали до определенной температуры, выдержку при этой температуре и охлаждение с необходимой скоростью. Целью термической обработки является получение заданных свойств стали путем изменения ее структуры без изменения формы и размеров деталей.

Рассмотрим процесс нагрева эвтектоидной стали выше критической температуры Ас₁, когда структура состоит из перлита (рис. 10.1). Это превращение можно записать согласно диаграмме «Железо – цементит»:

Когда сталь переходит критическую температуру А₁, превращение сопровождают два параллельно идущих процесса: полиморфное превращение Fe_α (ОЦК) → Fе_γ (ГЦК) и растворение цементита в Fе_γ.

Растворение цементита не может начаться, пока сохраняется кристаллическая решетка феррита. Как известно, углерод в ней может максимально растворяться в количестве 0,02 %, поэтому вначале происходит зарождение кристаллов аустенита на межфазной поверхности раздела феррита и цементита. Зарождение сопровождается образованием центров кристаллизации аустенита, и, следовательно, происходит измельчение зерна. Только после образования Fе_γ возможно дальнейшее растворение углерода в аустените.

Начальная величина зерна аустенита зависит от количества зародышей, возникающих в данном объеме в единицу времени, и скорости их роста. Чем дисперснее структура перлита, тем мельче начальное зерно аустенита, т. к. у такой структуры больше поверхность раздела между ферритной и карбидной фазами, где и идет образование зародышей.

К окончанию превращения всего перлита в аустенит сталь состоит из большого количества мелких аустенитных зерен. Дальнейший нагрев или выдержка после окончания превращения ведет к их росту. Рост зерна аустенита происходит самопроизвольно и вызывается стремлением системы к уменьшению свободной энергии за счет сокращения поверхности зерен. Он происходит в результате увеличения одних зерен за счет других, более мелких.

· начальным зерном – размер аустенитного зерна в момент окончания перлито-аустенитного превращения;

· действительным зерном – зерном аустенита, полученным в данных конкретных условиях нагрева;

· наследственным зерном аустенита, характеризующим склонность зерна к росту при высоких температурах.

Склонность стали к росту зерна зависит от ее состава и раскисления. Стали, раскисленные только марганцем или марганцем с кремнием, относят к наследственно-крупнозернистым. Стали, раскисленные и модифицированные дополнительно алюминием, титаном, церием и другими элементами в количестве 0,05–0,1 %, относят к группе наследственно-мелкозернистых.

Переход через критическую точку А₁ сопровождается резким уменьшением размеров зерна. При дальнейшем нагреве зерно аустенита в мелкозернистой стали не растет до весьма высоких температур, после чего начинает быстро расти. В крупнозернистой стали ничто не препятствует росту зерна, который начинается сразу после перехода через критическую точку (рис. 7.1). Наследственно-мелкозернистая сталь при достаточно высокой температуре может иметь более крупное зерно аустенита, чем наследственно-крупнозернистая сталь, поэтому различают еще действительное зерно, полученное в стали при данной температуре нагрева. Размер действительного зерна аустенита определяется температурой нагрева, длительностью выдержки и склонностью данной стали к росту зерна.

Рис. 7.1. Схема роста зерна аустенита в наследственно-мелкозернистой
и наследственно-крупнозернистой эвтектоидной стали

Нагрев доэвтектоидной стали до температуры, значительно превышающей А₃ (1100–1200 °С), и последующее охлаждение приводят к образованию структуры, состоящей из крупных игл избыточного феррита, прорезающих крупные зерна перлита. В честь австрийского ученого
А. Б. Видманштетта такая структура была названа видманштеттовой структурой (рис. 7.2).

Рис. 7.2. Схема (а) и фотография (б) микроструктуры Видманштетта

Выше (в гл. 5) рассматривались фазовые превращения, происходящие в стали при медленном охлаждении из аустенитного состояния. Увеличивая скорость охлаждения или вводя легирующие элементы, можно значительно повысить степень переохлаждения аустенита, т. е. понизить температуру его превращения. От степени переохлаждения аустенита зависят механизм и кинетика превращения, структура и свойства продуктов превращения. Процессы распада переохлажденного аустенита подразделяют на диффузионное (перлитное), промежуточное (бейнитное) и бездиффузионное (мартенситное).

Если сталь со структурой аустенита, полученной в результате нагрева до температуры выше А₃ (для доэвтектоидной стали), или выше А_ст (для заэвтектоидной стали), или выше А₁ (для эвтектоидной стали), переохлаждать до температуры ниже А₁ с различными скоростями, вызывая тем самым различную степень переохлаждения, то можно получить продукты распада аустенита, резко отличающиеся по строению и свойствам.

Рассмотрим превращение переохлажденного аустенита на примере эвтектоидной стали (0,8 % углерода). Во время охлаждения ниже критической температуры А₁ происходит превращение его в почти чистое Fe_α и цементит.

Процесс образования перлита – это зарождение центров перлита и рост перлитных кристаллов. Этот процесс происходит во времени и может быть изображен в виде кинетической кривой превращения (рис. 7.3), показывающей количество перлита в зависимости от времени.

Рис. 7.3. Кинетическая кривая превращения аустенита в перлит

Начальный период характеризуется малой скоростью превращения и имеет инкубационный период 0а. Длительность инкубационного периода зависит от степени переохлаждения аустенита. При снижении температуры, т. е. увеличении степени переохлаждения, скорость превращения возрастает, а продолжительность инкубационного периода и всего превращения сокращается.

Для изучения изотермического (при постоянной температуре) превращения аустенита образцы стали нагревают до стабильного аустенита, а затем переохлаждают аустенит до температур ниже А₁ (700, 600, 500 °С и т. д.) и выдерживают при этой температуре до полного распада аустенита, фиксируя начало и окончание превращения.

Рис. 7.4. Построение диаграммы изотермического превращения
переохлажденного аустенита эвтектоидной стали (0,8 % углерода)

Пусть эти температурные значения будут t₁ > t₂ > t₃ (рис. 7.4,а), тогда построение диаграммы изотермического превращения аустенита будет выглядеть так, как показано на рис. 7.4,б. Горизонтальная линия М_Н показывает температуру начала бездиффузионного мартенситного превращения, М_К – его окончания.

Перлитное превращение переохлажденного аустенита является диффузионным. Вначале на границе аустенитного зерна образуется зародыш цементита. Объем вблизи его обедняется углеродом, снижает свою устойчивость и испытывает полиморфное (γ→α) превращение. Кристаллы феррита зарождаются на границе с цементитом. В результате происходит совместный рост кристаллов феррита и цементита, образуются так называемые перлитные колонии. Чем больше переохлаждение, тем мельче получается феррито-цементитная смесь и тем прочнее и тверже она становится.

При высоких температурах превращения (650–700 ºС) и малых степенях переохлаждения получается грубая смесь феррита и цементита. Эта смесь называется перлитом. При более низких температурах (550–600 ºС) и, следовательно, больших степенях переохлаждения дисперсность структур возрастает и твердость продуктов повышается до 2500–3500 НВ
(≈25 HRC). Перлит более тонкого строения получил название сорбит (от фамилии английского ученого Г. К. Сорби).

При еще более низкой температуре (550 ºС) дисперсность феррито-цементитной смеси еще более увеличивается и получается структура, называемая троостит (по фамилии французского ученого А. Ж. Труста),
с твердостью 3500–4500 НВ (≈35 HRC).

Таким образом, перлит, сорбит и троостит – это структуры с одинаковой природой (феррит + цементит), отличающиеся между собой степенью дисперсности частиц феррита и цементита. Перлит может иметь зернистое и пластинчатое строение. Однородный аустенит образует пластинчатый перлит. Неоднородный аустенит при всех степенях переохлаждения превращается в зернистый перлит.

Мартенситное превращение аустенита происходит в том случае, когда аустенит переохлажден до низких температур, при которых исключена диффузия.

Мартенсит (по фамилии немецкого ученого А. Мартенса) – упорядоченный перенасыщенный твердый раствор углерода в Fe_α. Мартенситное превращение состоит в перестройке γ-решетки в α-решетку без диффузии углерода. Г. В. Курдюмов дал очень понятное определение мартенситному превращению: «Мартенситное превращение состоит в закономерной перестройке решетки, при которой атомы не обмениваются местами, а лишь смещаются на расстояния, не превышающие межатомные».

Образовавшиеся кристаллы мартенсита когерентно связаны с кристаллами исходной фазы. Сдвиг атомов образует игольчатый микрорельеф на поверхности металлического шлифа, поэтому мартенсит называют мелкоигольчатым, скрытокристаллическим, реечным и т. д., в зависимости от исходной структуры аустенита. Аустенит и мартенсит имеют разную кристаллическую решетку и разный удельный объем, поэтому происходит рост упругих напряжений во всей детали. Это необходимо учитывать при их термической обработке, т. к. объем мартенсита больше объема аустенита.

Мартенсит имеет тетрагональную кристаллическую решетку
(рис. 7.5), параметры которой (c и а) зависят от количества растворенного в нем углерода. Твердость мартенсита будет тем больше, чем больше углерода в стали (табл. 7.1).

Твердость, НRС
Содержание С, %	0,2	0,3	0,4	0,5	0,6	0,8	1,0

Мартенситное превращение протекает в интервале температур от М_Н до М_К. Чтобы мартенситное превращение развивалось, необходимо сталь непрерывно охлаждать. Если охлаждение прекратить в интервале между М_Н и М_К, то это приведет к стабилизации аустенита. В закалённой стали, имеющей точку М_К ниже +20 °С (а именно – в углеродистых сталях, содержащих углерода более 0,5–0,6%, или легированных), всегда присутствует остаточный аустенит. Его количество тем больше, чем ниже температуры точек М_Н и М_К, т. е. чем выше содержание в аустените углерода и легирующих элементов.

Рис. 7.5. Тетрагональная кристаллическая решетка мартенсита

Температурное значение точек М_Н и М_К не зависит от скорости охлаждения, а обусловлено химическим составом стали. С повышением содержания углерода и легирующих элементов в стали (кроме кобальта и алюминия) значения температур М_Н и М_К понижаются. Размеры кристаллов мартенсита определяются величиной исходного зерна аустенита.

Промежуточное (бейнитное) превращение аустенита протекает между перлитным и мартенситным превращением и сочетает в себе диффузионное перераспределение углерода в аустените между продуктами его распада и бездиффузионное (сдвиговое) мартенситное превращение при перестройке кристаллической решетки Fе_γ → Fе_α. Бейнит (по имени американского металлурга Э. Бейна) представляет собой двухфазную структуру, состоящую из кристаллов феррита и цементита. Особенность этого превращения заключается в том, что полиморфный переход происходит по мартенситному механизму. Бейнит, образующийся в интервале температур 550–350 ºС, называют верхним бейнитом, а образующийся при 350–240 ºС – нижним бейнитом.

Превращение переохлажденного аустенита можно осуществить в изотермических условиях, т. е. при постоянной температуре. Такое превращение аустенита описывается диаграммами изотермического превращения и редко используется в практике термической обработки сталей. Превращения аустенита при непрерывном охлаждении описываются термокинетическими диаграммами.

Такие диаграммы строят в координатах «Температура – Время» на основе анализа серии кривых охлаждения, на которых отмечают температуры начала и конца перлитного и бейнитного превращений. Термокинетические диаграммы имеют сложный вид, поэтому для упрощения будем рассматривать диаграмму изотермического превращения с наложенными на нее кривыми охлаждения (рис. 7.6).

Рис. 7.6. Наложение кривых охлаждения на диаграмму
изотермического распада аустенита

На диаграмме отражены все ее особенности:

· при малых скоростях охлаждения (V₁, V₂, V₃) в стали протекает только диффузионный распад аустенита с образованием феррито-цементитной смеси различной степени дисперсности (перлит, сорбит, троостит);

· при охлаждении со скоростью V_КР – критической скорости закалки – или большей (V₄) переохлажденный аустенит превращается в неравновесную фазу – мартенсит.

В зависимости от скоростей охлаждения превращение аустенита может быть диффузионным и бездиффузионным. Критерием превращения является критическая скорость охлаждения V_КР. Это наименьшая скорость охлаждения, при которой подавляется диффузия атомов углерода.

Влияние скорости охлаждения на структуру и свойства стали

Этот вопрос удобнее выяснить на примере эвтектоидной стали (С = 0,8%). Из этой стали изготавливается серия образцов, все они нагреты до аустенитного состояния, т.е. выше 727°С и в дальнейшем каждый образец охлаждается с разной скоростью (рис. 38).

Рис. 38. Диаграмма изотермического распада переохлажденного аустенита эвтектоидной стали с наложенными на нее кривыми охлаждения:

а – общий вид; б – получаемые структуры

Превращение аустенита при температурах 550°С и выше называется перлитным превращением, при 550°С…М_Н – мартенситным (М_Н – начало_, М_К – конец мартенситного превращения).

Перлитное превращение. В интервале температур перлитного превращения образуются пластинчатые структуры из кристаллов феррита и цементита, которые отличаются степенью дисперсности частиц Ф и Ц.

Дисперсность перлитных структур оценивается межпластинчатым расстоянием S соседних пластинок феррита и цементита (рис. 39).

Чтобы не спутать цементит с ферритом используют специальный травитель – пикрат натрия, который окрашивает цементит в черный цвет. Феррит при этом не окрашивается, т.е. остается светлым.

Рис. 39. Феррито-цементитная структура

Если превращение идет при температурах 650–670°С, то образуется перлит, S = 6·10 -4 мм .

При температурах превращения 640–590°С образуется сорбит,

При температурах превращения 580–550°С образуется троостит, S = 1´10 -4 мм.

Как видно из опыта с увеличением скорости охлаждения зерна феррито-цементитной смеси измельчаются все сильнее, что резко влияет на свойства. Так, например, у перлита НВ 2000, у сорбита НВ 3000. а у троостита НВ 4200, МПа.

Промежуточное (бейнитное) превращение. В результате промежуточного превращения образуется бейнит, представляющий собой структуру, состоящую из a-твердого раствора несколько пересыщенного углеродом и частиц цементита. Бейнитное превращение сочетает в себе элементы перлитного и мартенситного превращений. В аустените образуются объемы, обогащенные и обедненные углеродом. Обедненные углеродом участки аустенита претерпевают g ® a превращение бездиффузионным путем (мартенситным). В объемах аустенита, обогащенных углеродом, при t = 400–550°С происходит выделение частиц цементита. При t < 400°С частицы цементита выделяются в кристаллах a-фазы.

Бейнит, образовавшийся при температурах 400–550°С называется верхним бейнитом, он имеет перистое строение с худшими механическими свойствами (пониженные s_в, КСU и d).

При более низких температурах (ниже 400°C) образуется нижний бейнит, он имеет игольчатое строение с лучшими механическими характеристиками (большим s_в, КСU и d).

Мартенситное превращение аустенита. Мартенсит – это пересыщенный твердый раствор внедрения углерода вFe_α

Мартенсит образуется только из аустенита в результате сильного переохлаждения последнего со скоростью не менее критической скорости закалки (V_кр = – касательная к диаграмме, см. рис. 38, а).

Мартенситные пластины (иглы) образуются почти мгновенно, со скоростью более 1000 м/с, только в пределах аустенитного зерна и не переходят границу между зернами. Поэтому размер игл мартенсита зависит от размера зерен аустенита. Чем мельче зерна аустенита, тем мельче иглы мартенсита и структура характеризуется как крупноигольчатый или мелкоигольчатый мартенсит. Решетка мартенсита тетрагональная, т.е. периоды с > а (рис. 40).

Рис. 40. Микроструктура и кристаллическая решетка мартенсита

Механизм мартенситного превращения состоит в том, что при температурах ниже М_Н решетка аустенита, хорошо растворяющая углерод (до 2014%С) оказывается неустойчивой, и перестраивается в решетку Fe_α, способность которой растворять углерод, очень мала (до 0,02%).

Из-за большой скорости охлаждения весь углерод, находящийся в аустените (ГЦК решетка) остается зафиксировать в Fe_α(ОЦК решетка), где места для его размещения нет. Поэтому избыточный углерод искажает решетку, вызывает появление больших внутренних напряжений и, как следствие, твердость и прочность растут, а ударная вязкость и пластичность падают.

Аустенитно-мартенситное превращение сопровождается увеличе- нием объема. Все структуры стали можно расположить (от максимального объема к минимальному) в следующий ряд: мартенсит – троостит – сорбит – перлит – аустенит.

Отличие от перлитного превращения:

1) большая скорость превращения;

2) превращение бездиффузионное, т.е. без предварительного выде- ления углерода и образования Fe₃C;

3) начинается превращение в точке М_Н и заканчивается в точке М_К, причем положение этих точек зависит только от химического состава сплава;

4) в структуре мартенсита всегда есть небольшое количество остаточного непревращенного аустенита (до 4%);

5) решетка мартенсита тетрагональная (а = b ¹ с).

Виды термической обработки. Термической обработкой называется такая технологическая операция, при которой путем нагрева сплава до определенной температуры, выдержке при этой температуре и последующего охлаждения происходят структурные изменения, вызывающие изменения свойств металлов.

Термическая обработка проводится обычно в тех случаях, когда наблюдаются:

1) полиморфные превращения;

2) ограниченная и переменная (увеличивающаяся с температурой) растворимость одного компонента в другом в твердом состоянии;

3) изменение строения металла под влиянием холодной деформации.

Основными параметрами режимов термической обработки являются: температура и скорость нагрева, продолжительность выдержки при заданной температуре, скорость охлаждения.

Температура нагрева стали зависит от положения критических точек, вида термической обработки и назначается на основании анализа диаграммы состояния сплава.

Скорость нагрева зависит от химического состава сплава, размера и формы обрабатываемых деталей, массы садки, характера расположения деталей в печи, типа нагревательного устройства и т.д.

Выдержка при заданной температуре необходима для завершения фазовых превращений, происходящих в металле, выравнивания концентрации по всему объему детали. Время нагрева (40) складывается из времени собственного нагрева t_н(2) и времени выдержки t_в:

где t_в принимается равным 1 мин на 1 мм толщины для углеродистых сталей и 2 мин для легированных.

где D– размер наибольшего сечения (размерная характеристика); K₁– коэффициент среды (для газа – 2, соли – 1, металла – 0,5); K₂ – коэффициент формы (для шара – 1, цилиндра – 2, пластины – 4, параллелепипеда – 2,5); K₃– коэффициент равномерного нагрева (всесторонний – 1, односторонний – 4).

Скорость охлаждения зависит, главным образом, от степени устойчивости аустенита, т.е. от химического состава стали, а также от структуры, которую необходимо получить.

В зависимости от скорости охлаждения углеродистой стали получают следующие структуры: феррит с перлитом, перлит, сорбит, тростит, мартенсит.

Согласно диаграмме состояния Fe-Fe₃C, температурные точки, образующие линию PSK, обозначаются А₁; линию GS – A₃; линию ES – А_ст. если рассматривается процесс нагрева, то перед цифровым индексом ставят букву С (А_С1, А_С3), а если в случае охлаждения r(А_r_з, A_r₁).

Углеродистые стали подвергаются следующим видам термической обработки: отжигу, нормализации, закалке и отпуску.

Отжиг стали. Цель отжига:

1) исправление структуры после горячей обработки (ковки, литья);

2) снижение твердости для облегчения обработки резанием;

3) снятие внутренних напряжений;

4) подготовка структуры к последующей термической обработке и холодной штамповке;

5) уменьшение химической неоднородности.

При полном отжиге сталь нагревается выше линии А_С3 на 30–50°С, выдерживается нужное время при этой температуре и затем медленно охлаждается, как правило, вместе с печью (рис. 41).

При нагреве выше точки А_С3 происходит перекристаллизация, в результате чего зерна измельчаются, внутренние напряжения устраняются, сталь становится мягкой и вязкой. Полному отжигу подвергают преимущественно доэвтектоидные стали.

В случае нагрева этих сталей ниже А_С3 часть зерен феррита остается в том же виде, в каком он был до отжига (большие размеры, пластинчатая форма), что приводит к понижению вязкости стали.

При неполном отжиге сталь нагревается выше линии А_С1 на 30–50°С и после выдержки медленно охлаждается вместе с печью. При неполном отжиге происходит лишь частичная перекристаллизация (перлит-аустенит). Этот вид применяется для заэвтектоидных сталей.

Нагрев этих сталей выше линии A_с_m(аустенитное состояние) нецелесообразен, так как растворенный в аустените цементит при последующем охлаждении будет выделяться по границам зерен перлита в виде сетки, что резко снижает пластичность и делает сталь хрупкой.

Диффузионный отжиг (гомогенизация) применяется для выравнивания химической неоднородности по объекту кристалла в крупных отливках. Он проводится при температуре 1050–1150°С и при более длительных выдержках (10–18 ч).

Рекристаллизационный отжиг применяется при снятии наклепа и внутренних напряжений в стали после холодной обработки давлением (прокатка, штамповка, вытяжка и др.). Для углеродистых сталей этот вид отжига проводится при температуре 650–690°С. В результате чего твердость понижается, а пластичность растет.

Рис. 41. Оптимальные температуры нагрева при различных видах отжига

Нормализация стали. Вид термической обработки, состоящий в нагреве стали на 30–50°С выше линии GSE(А_cз и А_cm), выдержке при этой температуре и последующем охлаждении на спокойном воздухе называется нормализацией стали.

Цель нормализации – измельчение зерна, улучшение механических свойств, подготовка структуры для окончательной обработки (закалки и отпуска).

По сравнению с отжигом, скорость охлаждения при нормализации значительно выше, поэтому распад аустенита идет при больших переохлаждениях, что приводит к образованию мелкозернистых продуктов распада – феррита и перлита, и, следовательно, повышению твердости.

Нормализация, как вид термической обработки, применяется главным образом для низкоуглеродистых строительных сталей. Нормализацией устраняется цементитная сетка в заэвтектоидных сталях при подготовке их к закалке.

Закалка стали. Вид термической обработки, состоящий в нагреве стали до температуры выше линии А_С3 (доэвтектоидной стали) или А_С1 (заэвтектоидной стали) на 30–50°С, выдержке при данной температуре и последующем быстром охлаждении в воде или масле (рис. 42) называется закалкой.

Рис. 42. Оптимальные температуры нагрева под закалку углеродистых сталей

Цель закалки – повышение твердости, прочности и износостойкости стали за счет получения структуры мартенсита, имеющего характерное игольчатое строение.

Для превращения аустенита в мартенсит скорость охлаждения должна быть больше критической скорости закалки V_кр.

Критической скоростью закалки называется наименьшая скорость охлаждения, при которой весь аустенит переохлаждается до мартенситного превращения. Если скорость охлаждения будет меньше V_кр, аустенит распадается на феррито-цементитную смесь (тростит, сорбит, перлит, см. рис. 38).

Требуемая скорость охлаждения обеспечивается подбором охлаждающей среды. В производственной практике для закалки применяют воду, минеральные масла, водные растворы солей, щелочи. Основным преимуществом масел по сравнению с водой является медленное охлаждение в мартенситной области (ниже 300°С), вследствие чего закалка в масле дает меньшую деформацию, напряжения и склонность к образованию закалочных трещин.

Различают полную и неполную закалку стали. При полной закалке сталь нагревается на 30–50°С выше критической точки А_С3. Доэвтектоидные стали обязательно подвергают полной закалке, т.е. нагревают до полного перехода феррито-перлитной структуры в аустенитную. При последующем охлаждении со скоростью выше критической сталь приобретает структуру мартенсита.

Недогрев доэвтектоидной стали до точки А_С3 приводит к сохранению в структуре закаленной стали наряду с мартенситом некоторого количества феррита и, следовательно, к заниженным механическим свойствам после закалки. Такую закалку называют неполной, и для доэвтектоидной стали она является пороком (рис. 43, б).

Рис. 43. Структурные превращения в доэвтектоидной стали при закалке:

а – полная закалка; б – неполная закалка

При неполной закалке заэвтектоидной стали (нагрев выше точки А_С1, но ниже точки А_с_m) оставшийся нерастворенным цементит повышает твердость стали после закалки, так как является упрочняющей фазой. Если заэвтектоидную сталь нагреть выше линии А_с_m, то в ее структуре будет крупноигольчатый мартенсит с повышенным количеством остаточного аустенита (см.рис. 44, б). Таким образом, если для доэвтектоидных сталей неполная закалка является дефектом, то для заэвтектоидных – основным видом закалки.

Отпуск стали. Вид термической обработки, состоящий из нагрева закаленной на мартенсит стали до температуры ниже линии PSK (А_С1), выдержке при этой температуре и последующего охлаждения называется отпуском.

Нагрев стали при отпуске облегчает переход из метастабильного состояния пересыщенного a-твердого раствора в более устойчивое. При отпуске с повышением температуры в закаленной стали происходит выделение углерода из мартенсита, что сопровождается уменьшением кристаллической решетки, образованием и коагуляцией (укрупнением) частичек цементита.

С повышением температуры отпуска предел прочности и твердость понижаются, а пластичность и ударная вязкость растут.

Рис. 44. Структурные превращения в заэвтектоидной стали при закалке:

а – неполная закалка; б – полная закалка

В соответствии с техническими требованиями, предъявляемыми к изделиям на практике, применяют следующие виды отпуска: низкий, средний и высокий.

Низкий отпуск характеризуется невысокими температурами нагрева (150–250°С) и применяется для изделий, где требуется высокая твердость (HRC 56–64) и износостойкость. Низкий отпуск незначительно уменьшает твердость закаленной стали и увеличивает вязкость, снимая внутренние напряжения в изделиях. Свойства стали после отпуска зависят не только от температуры нагрева, но и от продолжительности выдержки. Низкий отпуск применяют для режущего инструмента, зубил, валков, калибров, шаблонов, изделий из цементуемых сталей.

Структура сталей после низкого отпуска – отпущенный мартенсит.

Средний отпуск характеризуется нагревом закаленной стали до температуры 300–400°С и обеспечивает относительно высокую твердость HRС 40–54 и максимальный предел упругости при достаточной прочности. Этот вид отпуска применяется для пружин, рессор, штампов, ударного инструмента и т.д. Структура изделий после среднего отпуска – тростит отпуска.

Высокий отпуск осуществляется нагревом закаленной стали до 500–600°С и применяется для изделий из конструкционных сталей, подвергаемых воздействию высоких динамических, знакопеременных или статических напряжений. Структура стали после высокого отпуска сорбит отпуска.

Влияние скорости охлаждения на структуру металла

Кристаллизация сплавов, даже двухкомпонентных, проходит значительно сложнее, чем чистого металла. Прежде всего это касается процесса возникновения зародышей кристаллов. Если в чистом металле заданный уровень переохлаждения однозначно определяет размер зародышей, то в сплаве при данном переохлаждении устойчивыми оказываются зародыши разных размеров и разных составов.
Рост кристаллов, которые в общем случае отличаются по составу от жидкости, происходит с непрерывным изменением состава твердой и жидкой фаз.
На рост кристаллов очень сильно влияет скорость охлаждения; она сказывается также на структуре, и на свойствах затвердевшего металла. Необходимо рассмотреть подобные изменения на примере некоторых типичных сплавов.
Вначале следует обсудить кристаллизацию однофазных твердых растворов. Для простоты можно пренебречь первоначальным переохлаждением, необходимым для появления устойчивых зародышей кристаллизации. При таких условиях равновесная кристаллизация сплавов типа твердых растворов состава C1 (рис. 14) начинается в момент достижения сплавом температуры ликвидуса tл. При этой температуре из жидкости среднего состава начинают выпадать кристаллы, состав которых в начальный момент определяется точкой b1 и соответствует С1и. По мере снижения температуры количество кристаллов увеличивается, а состав меняется от C1н до C1 по линии солидуса.

В ходе равновесной кристаллизации состав каждой фазы равномерен по всему объему. При этом должны беспрепятственно проходить два процесса: непрерывное выпадение из жидкости новых количеств твердой фазы, имеющей равновесный состав при каждой новой температуре, и диффузионное взаимодействие ранее выпавших кристаллов с жидкостью, в результате которого состав старых кристаллов становится равновесным при новой температуре.
Эти процессы обеспечиваются диффузией атомов компонентов сплава в жидкости (первый процесс) и диффузионным обменом атомами между жидкостью и кристаллами и диффузией в самих кристаллах (второй процесс). В реальных условиях времени недостаточно для полного усреднения состава каждой фазы в результате диффузии. Поэтому ход кристаллизации изменяется.
Диффузионная подвижность атомов в жидкости в тысячу и более раз выше, чем в твердом веществе вблизи точки плавления. Из-за этого при возрастании скорости охлаждения прежде всего не будут успевать проходить процессы, связанные с диффузией в кристаллах. Это значит, что при конечной скорости охлаждения взаимодействие кристаллов, выпавших к данному температурному моменту, с жидкостью не будет проходить полностью. Если считать, что это взаимодействие не происходит вообще, а диффузия в жидкости обеспечивает полное выравнивание ее состава, то кристаллизация того же сплава будет проходить следующим образом. Она начнется при температуре tл с появления твердой фазы состава С1н (см. рис. 14). При последующем понижении температуры из жидкости непрерывно будут выпадать кристаллы, состав которых определяется точкой пересечения данной температурной горизонтали (коноды) с линией солидуса. Эта твердая фаза будет наслаиваться на ранее выпавшие кристаллы, но никакого усреднения состава кристаллов и взаимодействия с жидкостью по принятому условию происходить не будет. Весь процесс можно представить как сумму начальных моментов кристаллизации набора сплавов, начиная с состава C1. Поскольку в таких условиях состав появляющихся кристаллов постоянно отличается от состава жидкости, исчезновение жидкости, т. е. окончание кристаллизации, не может быть при tс. Жидкость исчезает окончательно только в точке tA, когда состав ее совпадает с составом чистого легкоплавкого компонента. Кристаллы в твердом сплаве неоднородны, состав от центра к периферии меняется от C1н до чистого А. Поскольку сплав C1 был выбран на диаграмме произвольно, эти рассуждения справедливы для любого сплава этой системы.
Следовательно, при принятых неравновесных условиях, когда состав жидкости выравнивается полностью, а состав кристаллов совершенно не выравнивается, кристаллизация всех сплавов в системе однородных твердых растворов, начавшись при соответствующей температуре tл, окончится при одинаковой температуре в точке кристаллизации легкоплавкого компонента. На рис. 14 это положение отражено штрихпунктирной линией. Таким образом, в принятых условиях неравновесный характер кристаллизации сплавов вызывает значительное увеличение интервала кристаллизации. Затвердевшие сплавы получаются очень неоднородными по составу.
Рассмотренный случай несколько идеализирован. Даже при больших скоростях охлаждения в период кристаллизации, составляющих 500—1000 °С/мин, происходит некоторое выравнивание состава кристаллов и взаимодействие их с жидкостью в ходе кристаллизации. Это вызывает следующие изменения в рассмотренной схеме. В новых условиях жидкость уже не будет сохраняться до tA, и кристаллизация закончится при какой-то температуре t'с. Кристаллы в этом случае, как и прежде, неоднородны по составу. Их условно усредненный состав в ходе кристаллизации может быть изображен линией b1b1y. То, что эта линия пересекла ординату C1 при t'c, свидетельствует как раз о том, что кристаллизация закончилась. Для разных сплавов точки конца кристаллизации различны. Если соединить их одной линией tBb1ytA, то получится линия неравновесного солидуса, которая показываем температуру конца кристаллизации сплава в данных условиях. Линией неравновесного солидуса нельзя пользоваться ни для определения истинного состава выпадающих кристаллов, ни для определения количества фаз. Кривая неравновесного солидуса меняет свое положение в зависимости от скорости охлаждения. Как правило, чем больше скорость охлаждения, тем дальше линия неравновесного солидуса отходит от линии равновесного.
В новых условиях, которые обеспечивают некоторое приближение к равновесному ходу кристаллизации, оказывается, что интервал кристаллизации сплавов становится меньше, но он по-прежнему больше равновесного интервала. Уменьшается также неоднородность состава кристаллов.
Однако и последняя схема кристаллизации несколько идеализирована. Дело в том, что принятое условие полного усреднения состава жидкости в ходе кристаллизации практически не может быть выполнено. Даже при охлаждении металла со скоростью не более нескольких градусов в минуту диффузия не может обеспечить однородного распределения атомов легирующих компонентов в жидкой части сплава. Поэтому перед растущим кристаллом возникает обогащенный слой, в котором содержание легкоплавкого компонента больше, чем во всей жидкости. Толщина этого слоя сравнительно невелика, она составляет 0,1—1 мм.
Избыток легкоплавкого компонента в пограничном слое непрерывно создается из-за того, что выпадающие кристаллы содержат его меньше, чем жидкость. Посредством диффузии происходит столь же непрерывный отвод легкоплавкого компонента в жидкую часть сплава, но полного выравнивания состава по всему объему жидкости достичь невозможно. Неполное выравнивание состава жидкости вызывает большее отклонение от равновесия по сравнению с рассмотренным вторым случаем. Начало кристаллизации практически не изменится. Однако выпадающая твердая фаза содержит больше легкоплавкого компонента, чем в предыдущем случае. Самая последняя часть жидкости представляет собой только пограничный слой с очень большим содержанием легкоплавкого компонента. Следовательно, кристаллизация будет завершаться при более низкой температуре, чем во втором случае.
Итак, с увеличением скорости охлаждения наблюдается возрастание интервала кристаллизации и увеличение степени неоднородности твердого металла во всех сплавах системы непрерывных твердых растворов. При определенной скорости охлаждения у целой группы сплавов температура конца кристаллизации оказывается одинаковой. На рис. 14 начиная со сплава Cx все сплавы, более богатые компонентом А, заканчивают кристаллизацию при tA. Линия неравновесного солидуса здесь превращается в горизонталь.
В сплавах системы с простым эвтектическим превращением (рис. 15, а) неравновесные условия кристаллизации, создаваемые повышенной скоростью охлаждения, вызывают следующие изменения хода кристаллизации и фазового состава. В сплавах на основе компонента А с малым содержанием компонента В до состава Cx произойдет увеличение интервала кристаллизации и состав кристаллов будет неоднороден, но сплавы останутся однофазными. В сплавах типа C1 неравновесные условия кристаллизации вызовут в структуре появление эвтектики из α- и β-растворов. Это произойдет потому, что жидкость в ходе кристаллизации, перемещаясь по линии ликвидуса, достигнет эвтектической концентрации и закристаллизуется как эвтектика.

Таким образом сплавы от Cх до Cпр после неравновесной кристаллизации оказываются двухфазными, состоящими из кристаллов раствора, неоднородных по составу, и включений эвтектики α+β. Интервалы кристаллизации этих сплавов расширяются, так как конец кристаллизации наступает у них при температуре эвтектического превращения. Сплавы типа C2, составы которых находятся в пределах Cар—Сэ, после неравновесной кристаллизации останутся двухфазными Однако α-раствор будет иметь неоднородный переменный состав. Количество эвтектики в структуре будет больше, чем в равновесных условиях. Температурные интервалы кристаллизации сплавов этого типа не изменяются Фазы, составляющие эвтектику, измельчаются с возрастанием скорости охлаждения, так как из-за недостатка времени разделительная диффузия в жидкости обеспечивает перенос разнородных атомов на меньшие расстояния.
В сплавах системы с простым перитектическим превращением (рис. 15, б) результаты неравновесной кристаллизации будут следующими. Поведение сплавов от чистого А до Cх было разобрано выше. Начиная с состава Cх в сплавах из-за неравновесной кристаллизации жидкость достигнет точки q. В сплавах, лежащих вблизи Cх, количество этой жидкости очень невелико, и поэтому возможна обычная перитектическая реакция между α-кристаллами и жидкостью С , с образованием β-кристаллов постоянного состава Cn. Однако из-за недостатка времени это превращение может охватить лишь очень незначительное количество жидкости состава Cq, которая из-за продолжающегося снижения температуры начинает кристаллизоваться самостоятельно, образуя кристаллы твердого β-раствора переменного составе.
Таким образом, неравновесная кристаллизация вызывает появление двухфазной структуры с твердыми α- и β-растворами переменного состава в очень большой группе сплавов. Соответственно увеличивается и интервал кристаллизации сплавов. Однофазные β-сплавы появляются начиная не с состава Cn, как это следует из равновесной диаграммы, а с какого-то состава Сz.
Повышенные скорости охлаждения очень сильно влияют на ход кристаллизации сплавов в которых первичными кристаллизуются промежуточные фазы, имеющиеся в данной системе. Например, в сплаве C1 (рис. 16, а) первой должна кристаллизоваться фаза II. При достаточно большой скорости охлаждения она не успевает образоваться, и вместо нее выделяются кристаллы более прочной фазы I. Соответственно меняется и эвтектическое превращение: вместо Cэ и tэ обнаруживаются С'э и t'э. На диаграмме эти изменения отражены штрихпунктирными линиями. Как видно, в неравновесных условиях коренным образом меняются и фазовый состав, и температура начала и конца кристаллизации. В некоторых случаях не сможет образоваться и прочная фаза I. Тогда сослав C2 будет кристаллизоваться как обычный доэвтектический сплав в простой эвтектической системе, изображенной пунктирными линиями. Конец кристаллизации будет наблюдаться при t''э, когда начнет кристаллизоваться эвтектика C''э. В сплаве типа C1 в системе, представленной на рис. 16, б в условиях резко неравновесной кристаллизации могут также не появляться первичные выделения фазы I. Вместо этого сплав может кристаллизоваться как твердый раствор со всеми особенностями, которые уже были рассмотрены. На диаграмме линии метастабильного ликвидуса и солидуса изображены пунктиром.

Проявления неравновесной кристаллизации в сплавах, содержащих первично выделяющиеся промежуточные фазы, наблюдаются при больших скоростях охлаждения (более 1000°С/с). Отклонения же от равновесия в твердых растворах могут быть практически при любых условиях охлаждения
Кроме скорости охлаждения, сильное влияние на ход кристаллизации оказывает состояние расплава непосредственно перед началом кристаллизации. Известно, что строение жидкости меняется по мере увеличения температуры перегрева и удаления от точки плавления. Чтобы жидкость приобрела равновесную для данной температуры структуру, необходимо время, измеряемое минутами и десятками минут. Это говорит о том, что температуры перегрева сплава в сочетании с достаточно большой скоростью охлаждения не могут не сказаться на ходе кристаллизации, структуре и свойствах твердого металла. Действительно, как было обнаружено на многих сплавах, состояние расплава существенно влияет на однородность твердого сплава в микрообъемах. Заметно изменяются также его механические и технологические свойства Путем высокого перегрева расплава и очень больших скоростей охлаждения (более 10в5 C/с), достигаемых разбрызгиванием мелких капель или литьем тонких струй на водоохлаждаемую поверхность, удается вообще подавить кристаллизацию металлического расплава и получить аморфный металл (металлическое стекло). Такие материалы получают из расплавов на основе железа, никеля, кобальта с большим содержанием кремния, фосфора, углерода, бора — в сумме до 20—30 %.

Читайте также: