К выполнению контрольной работы № 2

Задания и методические указания

К выполнению контрольной работы № 2

по дисциплине «Материаловедение»на тему

«Диаграмма фазового равновесия сплавов железо – цементит

и термическая обработка стали»

для студентов заочной формы обучения с полным сроком

направления подготовки 44.03.04 Профессиональное обучение

(по отраслям), профилей подготовки «Транспорт»,

«Машиностроение и материалообработка».

 

 

Екатеринбург

РГППУ

 

Задания и методические указания к выполнению контрольной работы № 2 по дисциплине «Материаловедение» на тему «Диаграмма фазового равновесия сплавов железо – цементит и термическая обработка стали» для студентов заочной формы обучения с полным сроком направления подготовки 44.03.04 Профессиональное обучение (по отраслям), профилей подготовки «Транспорт», «Машиностроение и материалообработка». Екатеринбург, ФГАОУ ВО «Российский государственный профессионально-педагогический университет», 2016. 51 с.

 

Авторы: д-р техн. наук, проф. Б.Н. Гузанов

канд. физ.-матем. наук В.В. Бухаленков

 

Одобрены на заседании кафедры металлургии, сварочного производства и методики профессионального обучения. Протокол от 14.01.2016 № 5.

 

Заведующий кафедрой металлургии,

сварочного производства и методики

профессионального обучения Б.Н. Гузанов

 

Рекомендованы к печати методической комиссией Института инженерно-педагогического образования РГППУ

Протокол от 18.01.2016 № 5

Председатель научно-методической комиссии Института ИПО		А.О. Прокубовская
Зам. директора научной библиотеки		Е.Н. Билева
Директор Института ИПО		Е.В. Чубаркова

 

© ФГАОУ ВО «Российский

государственный профессионально-

педагогический университет», 2016

© В.В. Бухаленков, 2016

© Б.Н. Гузанов, 2016

 

СОДЕРЖАНИЕ

	Задания к контрольной работе № 2 по теме «Диаграмма фазового равновесия системы сплавов железо-цементит и термическая обработка стали»…………………………………..
	Исходные данные к заданиям …………………………………...
	Методические указания к выполнению заданий ……………
3.1	Назначение параметров режима рекристаллизационного отжига ……………………………………………………………
3.2	Назначение параметров режима диффузионного (гомогенизирующего) отжига …………………………………..
3.3	Выбор оптимального вида и назначение параметров режима отжига второго рода …………………………………………….
3.4	Выбор оптимального вида и назначение режима закалки
3.5	Выбор оптимального вида и назначение режима отпуска закалённых сталей ……………………………………………….
	Основные сведения о термической обработке металлов и сплавов ………………………………………………
4.1	Основные виды термической обработки ……………………….
4.2	Связь между диаграммами фазового равновесия и возможностью термической обработки сплавов …………….
4.3	Выбор температуры гомогенизирующего отжига углеродистой стали ………………………………………………
4.4	Выбор температуры отжига второго рода углеродистой стали ………………………………………………
4.5	Назначение режима закалки углеродистой и легированной сталей …………………………………………….
4.5.1	Нагрев под закалку ………………………………………………
4.5.2	Охлаждение при закалке ………………………………………...
4.5.3	Прокаливаемость стали
4.6	Назначение режима отпуска закалённой стали ………………...
	Физические явления и фазовые превращения как механизмы управления структурой металлов и сплавов …………………..
5.1	Холодная пластическая деформация и рекристаллизация металлов ……………………………………..
5.2	Внутрикристаллитная (дендритная)ликвация и способы её устранения ………………………………………...
5.3	Основные превращения при термической обработке стали
5.3.1	Превращение перлита в аустенит ……………………………....
5.3.2	Превращение аустенита в перлит (распад аустенита) ………..
5.3.3	Превращение аустенита в мартенсит …………………………
5.3.4	Превращения мартенсита и аустенита при отпуске закалённой стали ………………………………………………..
	Библиографический список …………………………………….
	Приложение ………………………………………………………

1 Задания [1] к упражнениям по теме

«Диаграмма фазового равновесия сплавов железо-цементит

Работы «Диаграмма фазового равновесия сплавов

Железо - цементит и термическая обработка стали»

	Номер варианта	Марки сталей
	сталь 1	сталь 2
			38ХС
			40ХМ
			50ХГНМ
		50Г	50ХГСМ
			75ХМ
			9Х2МФ
		У7	6ХНМ
		У8	85ХФ
		65Г	70С2
		У9	9ХФ
		У10	ШХ15
		У11	ШХ15
		У12	Р12Ф4
		У16	Х12
		У10	Х
			35СГ

 

Конкретные диаграммы изотермического распада переохлаждённого аустенита для подобранных пар сталей выдаются студентам на аудиторном занятии преподавателем или могут быть взяты студентами из отдельного файла.

 

Выбор оптимального вида и назначение параметров режима

Отжига второго рода

В уже упоминавшемся разделе 4.1 отжиг второго рода характеризуется как разновидность отжига, при котором перевод сплава из неравновесного (нестабильного) состояния в равновесное осуществляется путём протекающих при нагреве и охлаждении фазовых превращений. Стали вообще, в том числе и обозначенные в варианте задания, претерпевают при нагреве и охлаждении фазовые превращения и соответствующие изменения микроструктуры.Поэтому назначить такойпараметр режима отжига второго рода как температура нагрева невозможно без сведений, которые может датьДФРтого или иного класса сталей. Для углеродистых сталей источником информации о фазовых превращениях является диаграмма «железо - цементит».Более подробные сведения о фазовыхпревращениях в сталях, определяющих возможности её термообработки, представлены в разделе 5.3 руководства.

К числу видов неравновесного состояния сталей, расцениваемых как дефектные микроструктуры,чаще всего относятся крупнозернистость в сталях любого химического состава, «видманштеттова структура» в доэвтектоидных сталях, структура с сеткой вторичного цементита в заэвтектоидных сталях. Изображения перечисленных микроструктур представлены в разделе 4.4 руководства. Там же описаны подходы к выбору параметров отжига второго рода, исправляющих дефектность неравновесного состояния стали.

Закалённых сталей

В настоящее время в мире для удовлетворения потребностей разных отраслей производства выплавляется множество (более двух тысяч) марок сталей. Чтобы разобраться в таком множестве марок, его разбивают на классы, или классифицируют по нескольким признаками (основаниям классификации). Одним из классификационных признаков является назначение. По назначению стали делятся сначала на два больших класса – конструкционные и инструментальные. Деление сталей по назначению отражается в принятой в России системе их маркировки. Более детальные представления о классификации и маркировке сталей и других металлических сплавов можно найти в учебном пособии [13].Здесь же нас больше интересует разница в требованиях, предъявляемых к конструкционным и инструментальным сталям с точки зрения их эксплуатационных механических свойств.

Главным свойствами инструментальных сталей являются высокая твёрдость, обеспечивающая износостойкость режущего и штампового инструмента, длительная стабильность размеров – для мерительного инструмента,а также. приемлемая вязкость.

Главное, что требуется от конструкционных сталей – сочетание высокой прочности и высокой вязкости. Твёрдость для них не играет решающей роли, зато высокая вязкость обеспечивает хорошую сопротивляемостью ударным нагрузкам.

Издавна человечество эмпирическим путём нашло способы обеспечения разных комплексов эксплуатационных механических свойств сталей разного назначения путём нагрева их после закалки до различных температур, или отпуска. Различные виды отпуска и их режимы описаны в разделе 4.6 руководства. А в разделе 5.3.4 приведены сведения о фазовых превращениях, протекающих при нагреве закалённой стали и формирующих фазовый состав и микроструктуру, которые придают стали требуемые эксплуатационные механические свойства.

 

 

Углеродистой стали

Поскольку физическим процессом, устраняющим дендритную ликвацию при гомогенизирующем отжиге в готовом изделии (отливке), является диффузия, следует проводить отжиг при как можно более высокой температуре. Чем выше температура, тем больше коэффициент диффузии, определяющий её скорость и сокращающий тем самым продолжительность отжига. Верхней температурной границей гомогенизирующего отжига в общем случае может быть принята температура начала плавления стали. В металловедении она называется солидусом и зависит от химического состава стали конкретной марки. Для углеродистых сталей информацию о зависимости солидуса от концентрации углерода несёт диаграмма железо – цементит, конкретнее её «стальной угол». Указанный фрагмент диаграммы изображён на рисунке … в разделе 5.3. Солидус углеродистых сталей характеризуетсячастью AHIE общей линии солидусAHIECF. Однако для низкоуглеродистых сталей, содержащих менее0,2 мас. % углерода, верхней температурной границей гомогенизирующего отжига служит линия NI. Превышение этой температуры (в теории термообработки она называется критической точкой А₄) приведёт к началу перекристаллизации аустенита γ в δ-феррит с неизбежным возникновением новой ликвации по зерну δ-феррита.

Углеродистой стали

Изображения дефектных микроструктур стали, требующих исправления отжигом второго рода, представлены на рис. 4.3, а-в

а) б) в)

Рисунок 4.3 – Дефектные микроструктуры в сталях:

а) «видманштеттова структура» пластинчатого феррита в доэвтектоидных сталях,б) крупнозернистая феррито-перлитная структура в доэвтектоидных сталях,в) сеткой вторичного цементита по границам бывшего аустенитного зерна в заэвтектоидных сталях.

 

Изображения микроструктур сталей, получаемых после исправляющего отжига второго рода, представлены на рис. 4.4, а-б.

Главными фазовыми превращениями в доэвтектоидной стали, протекание которых закладывает основы исправления дефектных структур, являются превращение перлита в аустенит выше критической температуры А_с1 (см. разд. 5.3) и полное превращение структурно-свободного феррита в аустенит в интервале температур А_с1 … А_с3. Другими словами, нагрев феррито-перлитной структуры должен обеспечивать полный её переход в однофазное аустенитное состояние.

Это возможно, если температура отжига Т_отж будет превышать температуру А_с3. Отмеченное превышение не должно быть слишком большим, чтобы исключить рост зерна аустенита, и не слишком малым, чтобы исключить недогрев из-за погрешностей приборов для измерения температуры. Обычно полный отжиг второго рода доэвтектоидной стали проводят в интервале температур

Т_отж = А_с3 +(30…50) ^ОС.

 

а) б)

Рисунок 4.4 – Микроструктуры в сталях,исправленные отжигом второго рода:

а) мелкозернистая равноосная феррито-перлитная структура доэвтектоидной стали после полного отжига стали с крупным зерном или «видманштеттовым ферритом», б) структура зернистого перлита после неполного

(сфероидизирующего) отжига заэвтектоидной стали

Полному отжигу иногда подвергают и заэвтектоидные стали со структурой перлита и вторичного цементита. В этом случае интервал температур полного отжига заэвтектоидной стали можно отобразить следующим образом:

Т_отж = А_сm +(30…50) ^ОС.

Поскольку критические температуры А_с3 и А_сm зависят от концентрации углерода в стали, для наглядности интервал рекомендуемых температур отжига второго рода для сталей изображают «на фоне» диаграммы фазового равновесия железо – цементит (см. рис. 4.5).

а) б)

Рисунок 4.5 – Изображение интервала температур отжига второго рода на «стальном» участке диаграммы железо - цементит

Среди причин устранения дефектов микроструктуры при полном отжиге второго рода можно назвать следующие:

- превращение перлита в аустенит выше А_с1 характеризуется образованием в объёме, занимаемом одной перлитной колонией, большого количества мелких зёрен аустенита; это, в свою очередь, при образовании перлита в ходе охлаждения от температуры отжига приведёт к образованию в пределах одного аустенитного зерна нескольких перлитных колоний; так происходит устранение крупнозернистости как в доэвтектоидных (рис. 4.3, а-б), так и в заэвтектоидных сталях;

- полный перевод феррито-перлитной структуры в доэвтектоидных сталях выше А_с3 в аустенит приводит к полному растворению пластин видманштеттова феррита (рис. 4.3, а); при охлаждении от температуры отжига образующиеся кристаллы феррита становятся равноосными; так устраняется структура «видманштеттова феррита» (также рис. 4.3, а).

Более детально с механизмами и кинетикой аустенитного и перлитного превращений можно ознакомиться, обратившись к разделам 5.3.1 и 5.3.2 данного руководства.

Следует отметить, что третий из проиллюстрированных дефектов микроструктуры– сетка (являющаяся в трехмерном представлении плёнкой) вторичного цементита в заэвтектоидных сталях(рис. 4.3, в) – полным отжигом не устраняется. Растворяющийся выше А_сm вторичный цементит при охлаждении вновь выделяется по границам аустенитного зерна в виде сетки (плёнки).Предотвратить образование сетки можно, если охлаждать аустенит от температуры выше А_сm не с печью, а на спокойном воздухе или в воздушной струе, т.е. с большей скоростью. Эта разновидность полного отжига называется нормализацией (см. далее).

Для заэвтектоидных сталей чаще всего проводят неполный отжиг второго рода. «Неполнота» заключается в нагреве заэвтектоидной стали несколько выше А_с1, или, как говорят, в межкритический интервал А_с1 … А_сm (рис. 4.5, б). При этом превращение перлита в аустенит (суть этого превращения см. в разд. 5.3.1) протекает почти полностью, но в аустените сохраняются микрообъёмы с повышенной концентрацией углерода на месте бывших цементитных пластин. Частицы цементита, не растворившиеся полностью, а также обогащенные углеродом микрообъёмы аустенита становятся центрами кристаллизации для цементита при последующем охлаждении. Замечательно то, что образующиеся кристаллы цементита имеют не пластинчатую, а округлую (сфероидальную, зернистую) форму.Получающаяся в ходе эвтектоидного превращение аустенита при переохлаждении ниже А_r1

γ_0,8 → α_0,02 + Fe₃C

микроструктура изображена на рис. 4.4, б и называется зернистым перлитом, а неполный отжиг заэвтектоидной стали – отжигом на зернистый перлит или сфероидизирующим отжигом.

В заключение следует сказать, что необходимое медленное охлаждение изделия от температуры отжига практически реализуется как охлаждение с печью, когда она выключается. Ориентировочная оценка средней скорости охлаждения в течение примерно суток – 0,5…2,5^ОС/мин.

В практике термической обработки широко применяется разновидность полного отжига, называемая нормализацией. Её отличие от собственно полного отжига заключается в том, что охлаждение изделия от температуры отжига проводится на спокойном воздухе, а не с печью. Ориентировочная оценка средней скорости охлаждения при нормализации – 10…20 ^ОС/мин.

 

Нагрев под закалку

Температуры нагрева под закалку углеродистых сталей можно выбрать по диаграмме фазового равновесия железо – цементит (см. рис. 4.6). Доэвтектоидные стали закаливают с температур, превышающих точку А_с3 на 30…50 ^ОС:

Т_зак = А_с3 +(30…50) ^ОС.

При закалке с температур ниже точки А_с3 (неполная закалка) в структуре наряду с мартенситом, образующимся из аустенита, остаётся так называемый избыточный феррит, не превратившийся в аустенит при нагреве. Избыточный феррит снижает твёрдость закалённой стали и ухудшает механические свойства стали после отпуска.

Заэвтектоидные стали закаливают с температур, превышающих точку А_cm на 30…60 ^ОС, или, как говорят, из межкритического интервала А_с1 … А_сm (рис. 4.6):

Т_зак = А_cm +(30…60) ^ОС.

 

Рисунок 4.6 – Изображение интервала температур нагрева под закалку

углеродистых сталей на «стальном» участке диаграммы

железо - цементит[12]

При закалке из межкритического интервала (неполной закалке) в заэвтектоидных сталях наряду с мартенситом имеется вторичный цементит, который повышает износостойкость инструмента. Нагрев до температур выше А_cm вреден, так как твёрдость закалённой стали получается ниже из-за полного растворения цементитных частиц в аустените, понижения температур начала и окончания мартенситного превращения М_н и М_к и, как следствие, увеличения количества остаточного аустенита при комнатной температуре (см. разд. 5.3.3 и рис. …). Дополнительными негативными последствиям полной закалки от температур выше А_cm являются укрупнение аустенитного зерна, обезуглероживание поверхности и рост закалочных напряжений, увеличивающий риск образования закалочных трещин.

Интервал температур нагрева под закалку легированных сталей нельзя определить по диаграмме железо цементит, поэтому для каждой марки стали его подбирают экспериментально.

Охлаждение при закалке

При закалке на мартенсит сталь должна охлаждаться от температуры закалки настолько быстро, чтобы аустенит не успел претерпеть распад на феррито-карбидную смесь и переохладился до точки М_н. Для этого скорость охлаждения должна быть выше критической. Критической скоростью охлаждения v _к при закалке называется такая минимальная скорость, при которой ещё подавляется распад аустенита на феррито-карбидную смесь.

В первом приближении критическая скорость охлаждения стали может быть оценена с помощью диаграммы изотермического распада переохлаждённого аустенита. Описание, способ построения и схематическое изображение таких диаграмм приведены в разд. 5.3.2. В данном же разделе на рис. 4.7 представлены реальные диаграммы изотермического распада переохлаждённого аустенита для двух сталей с примерно одинаковым содержанием углерода – углеродистой и легированной, – взятые из справочника [8]. В таблицах, расположенных над диаграммами, приведены сведения о химическом составе и значениях критических точек. Следует иметь в виду, что шкала времени на диаграммах – логарифмическая. Из диаграмм можно оценить время минимальной устойчивости переохлажденного аустенита τ _минуказанных сталей и температуру Т_мин, при которой имеет место минимальная устойчивость.

Рисунок 4.7 − Информационные возможности диаграмм изотермического

распада переохлаждённого аустенита при оценке критической

скорости закалки v _к и выборе закалочной среды (кривые 1, 2, 3

соответствуют охлаждению в водном растворещелочи, холод-

ной воде и масле соответственно)

 

Если предположить, что снижение температуры при закалке прямо пропорционально логарифму времени, то в координатах Т – lgτ кривая охлаждения приближается к прямой и

 

= , ^ОС/с [6].

 

Оценка критической скорости охлаждения по приведённой формуле при подстановке значений Т_мин и τ _мин, определяемых из диаграмм изотермического распада переохлаждённого аустенита на рис. 4.7, дает значения v _к≈ 115 ^ОС/с для стали У16 и v _к≈ 6 ^ОС/с для стали Х12.

В качестве охлаждающих сред при закалке (закалочных сред) наиболее широко используют холодную воду, 10 %-ный водный раствор NaOHилиNaCl и различные масла. В табл. 4.1 приведены значения скорости охлаждения небольших стальных образцов в различных средахдля двух температурных интервалов – перлитного А_r1–Т_мини мартенситного М_н – М_к.

Холодная вода – самый дешёвый и очень энергичный охладитель. Она быстро охлаждает и в перлитном, и в мартенситном температурных интервалах. Охлаждающая способность водных растворов соли или щёлочи в перлитном интервале ещё выше. Главный недостаток воды и водных растворов – большая скорость охлаждения в мартенситном интервале.

Минеральное масло медленно охлаждает в мартенситном интервале (это его главное преимущество), но оно медленно охлаждает и в перлитном интервале (это его главный недостаток). Поэтому масло применяют для закалки сталей с высокой прокаливаемостью – легированных.

Таблица 4.1 – Скорость охлаждения стали в различных средах [12].

Закалочная среда	Скорость охлаждения, ОС/с в температурных интервалах,ОС
650 … 550	300 … 200
Вода при 18 ОС
Вода при 74 ОС
10 %-ный раствор NaOHв воде при 18 ОС
Минеральное масло	100 … 150	20 … 50

Из сопоставления расчётных оценок критической скорости закалки v _к с данными табл. 4.1 следует, что сталь У16 следует закаливать в воде или водных растворах соли или щёлочи, сталь Х12 – в масле.Это ещё более наглядно подтверждается нанесёнными на диаграммы изотермического распада переохлаждённого аустенита кривых охлаждения стали в водном растворе щёлочи, воде и масле.

Прокаливаемость стали

Скорость охлаждения на поверхности изделия (детали) может быть больше критической, а в центре меньше. В этом случае аустенит в поверхностных слоях превратится в мартенсит, а в центре претерпит перлитное превращение, т.е. деталь не прокалится насквозь. Под прокаливаемостью понимают глубину проникновения закалённой зоны.

Прокаливаемость является одной из важнейших характеристик стали. Она зависит прежде всего от критической скорости охлаждения. На рис. 4.8 представлена кривая распределения фактических скоростей охлаждения по сечению (радиусу) цилиндрического образца в сопоставлении со значением критической скорости v _кдля стали, из которой изготовлен цилиндр.Кольцевой поверхностный объём изделия охлаждается со скоростью больше критической, и поэтому он закалён на мартенсит. Сердцевина цилиндра охлаждается со скоростью меньше критической, и поэтому она не закаливается на мартенсит. В массивной детали большого сечения после закалки можно наблюдать весь спектр структур: плавный переход от мартенсита около поверхности через трооститомартенсит, троостит и сорбит до перлита в центре.

Если центр изделия охлаждается со скоростью больше критической, то деталь закаливается на мартенсит насквозь (рис. 4.8, б). Как видно на рис. 4.8, для увеличения прокалённого объема в детали данного сечения необходимо либо повышать скорость охлаждения, как бы сдвигая кривую 1 вверх, либо понижать критическую скорость закалки, как бы сдвигая С-кривую на диаграмме изотермического распада аустенита вправо, что означает повышение устойчивости аустенита.

 

Рисунок 4.8 – Прокаливаемость стального цилиндра:

а) несквозная прокаливаемость; б) сквозная прокаливаемость;

1 – кривая распределенияч скоростей охлаждения по сечению цилиндра; 2 – критическая скорость охлаждения; заштрихованная

область представляет слой, закалённый на мартенсит

 

Не останавливаясь подробно на всех способах повышения устойчивости аустенита, отметим легирование стали как один из наиболее эффективных. Увеличение прокаливаемости при легировании используют в двух направлениях. Во-первых, применение легированной стали обеспечивает сквозную прокаливаемость в таких больших сечениях, которые невозможно прокалить насквозь, если использовать углеродистую сталь. Например, при закалке в воде стали 45 критический диаметр (максимальный диаметр цилиндрического прутка, который прокаливается насквозь в данном охладителе) равен 20 мм, в то время как изделия из стали 40ХН2МА диаметром 120 мм прокаливаются насквозь при охлаждении в масле. Во-вторых, для изделий небольшого сечения замена углеродистой стали легированной позволяет перейти к менее резкому закалочному охлаждению. применяя углеродистую сталь, можно прокалить насквозь изделие небольшого сечения при закалке в воде. Но при этом могут возникнуть недопустимо большие остаточные напряжения, а также коробление и трещины, особенно в изделиях сложной формы. С использованием легированной стали закалку в воде можно заменить более мягкой закалкой в масле или даже на воздухе.

 

Рекристаллизация металлов

Наклёп (нагартовка)

Известно, что пластическая деформация поликристаллического металла осуществляется двумя способами – скольжением и двойникованием. Формоизменение металла при обработке давлением происходит в результате пластической деформации каждого зерна путём перемещения особых дефектов кристаллической структуры - дислокаций. В результате скольжения зерна изменяет свою форму: от равноосных в «блинообразные» при продольной прокатке в гладких валках или «веретенообразные» при волочении.

Пара движущихся дислокаций по мере увеличения степени пластической деформации порождает сотни и сотни новых.В результате плотность дислокаций ρ, см^-2 – суммарная длина всех дислокаций в единице объёма(см/см³) металла – повышается настолько, что дислокации начинают тормозить движение друг друга. Это приводит к повышению сопротивления пластической деформации, т.е. увеличению прочности σ_в и σ_0,2, и уменьшению пластичности δ (рис. …, а).

И способы её устранения

Известно, что при первичной кристаллизации металлов растущий центр кристаллизации на начальных этапах роста имеет древовидную – дендритную – форму и состоит из «ствола» (ось первого порядка) с боковыми поперечными ответвлениями (осями второго и последующих порядков) (рис. 5.2, а). Увеличение размера дендрита при его росте осуществляется появлением осей всё более высоких порядков, и постепенно растущий кристалл теряет «древовидность», т.е. сглаживается. Рост кристалла прекращается при его столкновении с другими растущими ему навстречу кристаллами(рис. 5.2, б). Так формируется поликристаллическая структура металла, в которой кристаллы, потерявшие правильную огранку, называются кристаллитами, или зёрнами.

 

а) б)

Рисунок 5.2– Схема дендритного кристалла (а) и роста дендритов (б) [3].

Обычно при кристаллизации твёрдых растворовпервые кристаллы имеют более высокую концентрацию тугоплавкого компонента, чем последующие.

Точно так же ось первого порядка дендрита содержит больше тугоплавкого компонента, чем ось второго порядка и т. д. Периферийные слои кристалла и межосные пространства, кристаллизующиеся последними, содержат наибольшее количество легкоплавкого компонента, и поэтому они самые легкоплавкие.

Это хорошо демонстрирует диаграмма фазового равновесия (ДФР) системы сплавов А-В (см. рис. 5.3) с неограниченной растворимостью компонентов А и В в твёрдом состоянии. Так, в сплаве с 50 % В первые кристаллы, образующиеся при охлаждении жидкого раствора до температуры Т ≤ Т₁, имеют концентрацию компонента В, соответствующую точке s₁ (рис. 5.3, а), т.е. около 90%. Разобьём интервал температур затвердевания сплава Т₁ … Т₄ точками 2 и 3 на три этапа. При температуре Т₂состав всех кристаллов должен характеризоваться концентрацией s₂,при Т₃ – точкой s₃ и в конце затвердевания при Т₄ – точкой s₄. Кристаллизация считается равновесной, если на всех её этапах полностью успевают пройти процессы диффузии, выравнивающие концентрацию компонента В внутри одного кристалла и в разных кристаллах: от s₁ до s₂ при Т₂, от s₂ до s₃ при Т₃ и т.д. Такое состояние сплава является равновесным, и описывающая систему диаграмма состояния потому и называется диаграммой фазового равновесия.

В реальных условиях скорости охлаждения не очень больших слитков варьируются в диапазоне 1^ОС/мин … 1^ОС/с[6]. Для большинства сплавов время затвердевания при охлаждении с такими скоростями занимает от считанных часов до минут. Этого времени оказывается недостаточно для диффузионного выравнивания химического состава различных кристаллов одной фазы и отдельных объёмов внутри одного кристалла. В этом случае кристаллизация считается неравновесной.

Чтобы понять, к чему это может привести, рассмотрим схему неравновесного роста одного кристаллита в том же сплаве А –50 % В (рис. 5.3, б, в). Образующийся при Т₁ зародыш твёрдого раствора будет иметь форму, показанную в верхней левой четверти фрагмента «в» на рис. 5.3, и концентрацию С_В1компонента В, характеризуемую точкой s₁. При охлаждении до Т₂ выросший кристаллит (см. верхнюю правую четверти фрагмента «в» на рис. 5.3) вместо равновесной концентрации С_В2 будет иметь химический состав С_Вср, средний между значениями s₁ и s₂ и характеризуемый точкой r₂, т.е. s₂ > r₂ > s₁. При Т₃ ещё более подросший кристаллит (нижняя левая четверть фрагмента «в» на рис. 5.3) будет иметь С_Вср между значениями s₃ и r₂, т.е. r₂ > r₃ > s₃. При Т₄ С_Вср будет характеризоваться точкой r₄, и r₃ > r₄ > s₄. Важно, что при Т₄процесс кристаллизации не закончится, 4 r₄, а доля жидкой фазы будет характеризоваться отношением отрезка коноды 4 r₄ и всей коноды l₄r₄ – 4 r₄ / l₄r₄. Состояние, когда средняя концентрация компонента В в закристаллизовавшемся твёрдом растворе сравняется с исходным химсоставомсплава, будет достигнуто лишь при температуре Т₅. Штриховую линию, проходящую через точки s₁r₂r₃r₄r₅ и соответствующую фактическим температурам конца кристаллизации для сплавов разного состава в реальных (неравновесных) условиях охлаждения, называют неравновесным ликвационным солидусом.

Описанная неоднородность состава сплава (твёрдого раствора) внутри отдельных кристаллов носит название внутрикристаллитной, или дендритной ликвации. Вследствие разной травимости участков твёрдого раствора, имеющих неодинаковый состав, неоднородность внутри каждого кристаллита может быть легко выявлена при микроструктурном анализе. Примеры выявленной дендритной ликвации в металлических материалах продемонстрированы на рис. 5.4, а, б и рис. 5.5, а.

Состояние дендритной ликвации является неравновесным, неоднородный раствор имеет более высокий уровень свободной энергии, чем однородный. Дендритная ликвация может быть ослаблена продолжительным нагревом затвердевшего сплава при температурах, обеспечивающих достаточную скорость диффузии (несколько ниже солидуса). После такого нагрева, называемого диффузионным отжигом, или гомогенизацией, дендритная структура литого сплава уже не выявляется, и сплав состоит из однородных кристаллов твёрдого раствора. Убедиться в этом помогают изображения микроструктуры твёрдого раствора Cu-Ni, находящегосяв литом (а) и отожжённом (б) состояниях (рис. 5.5).

Рисунок 5.3–Разбор процесса равновесной (а) и неравновесной (б)кристаллизации твёрдого раствора в сплаве А –50 % В по диаграммефазового равновесия и схема послойного роста кристаллита в сплавепри неравновесной кристаллизации (в).

 

 

 

а) б)

Рисунок5.4 – Дендритная ликвация при затвердевании [8]:

а) направленная дендритная структура δ-феррита в сварном шве на армко-железе, выявленная травлением в 5 %-ном растворе HFвH₂O; одновременно выявляются зёрнаα-фазы, которые с первичной структурой затвердевания не совпадают, х110;

б) структура зоны затвердевания сварного шва на коррозионностойкой стали типа 18-10 (18 % Cr, 10 % Ni) – дендритыδ-ферритав аустенитной матрице; анодное травление в 10 5-ном водном растворе щавелевой кислоты, х40.

 

 

 

а) б)

Рисунок5.5 – Микроструктура твёрдого раствора Cu -Ni, х200 [3]:

а) – после литья, б) – после гомогенизации

 

При длительном нагреве сплава дендритная ликвацияможет быть в большей или меньшей степени устранена диффузией, которая выравнивает концентрацию во всех кристаллах.

 

Закалённой стали

Фазы, образующие структуру закалённой стали – мартенсит и остаточный аустенит – являются неравновесными. Аустенит в равновесных условиях вообще не должен существовать ниже температуры А₁. Мартенсит же представляет собой пересыщенный твёрдый раств