Формирование структуры при конденсации

5.3. Превращения с изменением состава твердых фаз

Рис. 5.1. Распад пересыщенных растворов, или старение

В тех случаях, когда растворимость фаз в твердом состоянии переменная, появляется возможность производить упрочняющую или разупрочняющую термообработку материалов. Если закалить, то есть охладить сплав состава С₀ с температуры t₁ с достаточно большой скоростью, то из твердого раствора не успеет выделиться вторая фаза и будет зафиксирован пересыщенный твердый раствор. При нагреве пересыщенного твердого раствора до температуры t₂ диффузионные процессы активизируются и он распадается на новые фазы. Распад пересыщенного твердого раствора принято называть старением.

В зависимости от того, при какой температуре происходит старение, распад пересыщенного твердого раствора может развиваться по-разному. При высоких температурах старения распад идет до конца с выделением равновесной фазы. При низких температурах распад может ограничиться выделением метастабильных фаз. Это связано с тем, что, с одной стороны, рост температуры старения приводит к активизации диффузионных процессов, а с другой стороны, изменяется скорость образования зародышей.

При высокотемпературном старении диффузия развивается активно и выделяются частицы равновесной фазы. Поскольку величина переохлаждения при этих условиях невелика, то скорость образования зародышей мала.

При низкотемпературном старении диффузионной подвижности атомов недостаточно для образования частиц равновесной фазы. Чаще всего процесс не идет дальше стадий образования областей, обогащенных выделяющимся компонентом. Как правило, кристаллическая решетка образующихся частиц искажена. Это связано с тем, что размер частиц мал и, следовательно, отношение поверхности частиц к их объему велико. Таким образом, искажение кристаллической решетки приводит к незначительному возрастанию упругой компоненты свободной энергии и существенному уменьшению поверхностной компоненты на когерентных границах раздела.

После закалки из однофазной области в сплаве сохраняется однофазная структура. Однако даже при комнатной температуре диффузионные процессы приводят к образованию областей, обогащенных медью, – кластеров (от английского cluster – гроздь, скопление). Структурно эти области никак не оформлены.

При повышении температуры концентрация меди в кластерах растет и они трансформируются в дискообразные зоны диаметром порядка 10 нм и толщиной в несколько десятых долей нм. Эти зоны лежат в плоскостях {100} твердого раствора. Называют их зонами Гинье-Престона (ГП-1) в честь исследователей, впервые обнаруживших их.

В ходе дальнейшего старения возникают области и чередующихся атомных слоев, обогащенных поочередно алюминием и медью с тетрагональным искажением решетки (зоны ГП-2). Химический состав зон ГП-2 идентичен составу -фазы, однако кристаллическая решетка искажена настолько, что кристаллическая структура зон ГП-2 не соответствует структуре -фазы. При этом грани-цы раздела «-матрица – ГП-2» остаются когерентными.

Укрупнение выделившихся частиц приводит к тому, что зоны ГП-2 трансформируются в -фазу с полукогерентной границей раздела с -матрицей, а затем в -фазу с полностью не когерентными границами раздела и правильной решеткой, соответствующей решетке -фазы.

5.4. Эвтектоидное превращение

Рис. 5.2 Участок диаграммы Fe-Fe₃C

При охлаждении сплава, содержащего 0,8 % С, с температур, превышающих 727 С, происходит распад аустенита на феррит и цементит. Распад формально напоминает превращение жидкости в две твердые фазы – эвтектическое превращение. Поэтому такой распад называют эвтектоидным. Следует иметь в виду, что химический состав аустенита и образующихся новых фаз (феррита и цементита) существенно различается. Поэтому значительную роль в превращении будут иметь диффузионные процессы.

Для более глубокого понимания формирования структуры построим диаграмму изотермического распада – графическую зависимость между количеством фаз, временем и температурой материала (рис. 5.3).

При охлаждении сплава из области аустенита строго до 727 С аустенит находится в термодинамическом равновесии с ферритом и цементитом. Поэтому превращения аустенита в ферритоцемен-титную смесь произойти не может. Если сплав резко переохладить до температуры t₁ (поместив достаточно тонкий образец в соляную ванну с температурой t₁), то через некоторое время ₁ начнется превращение аустенита в феррит и цементит, а через время ₂ превращение закончится. По мере увеличения переохлаждения время, необходимое для начала превращения, сокращается, поскольку увеличивается разница в уровнях свободной энергии фаз. Однако при достаточно большом переохлаждении время, необходимое для начала и завершения превращения, вновь возрастает.

Рис 5.3. Диаграмма изотермического распада эвтектоидного сплава Fe-Fe₃C

Диаграмма изотермического распада удобна также тем, что наклон зависимости «температура – время» представляет собой скорость охлаждения. Рассмотрим особенности формирования структуры при различных скоростях охлаждения.

При охлаждении сплава с малыми скоростями пересечение диаграммы изотермического охлаждения с линией изменения температуры наблюдается при высокой температуре. Следовательно, из-за малой степени переохлаждения аустенита в нем образуется малое количество зародышей новых фаз феррита и цементита. Поскольку химический состав исходной фазы и появляющихся из него новых фаз существенно различается, то для превращения необходимо диффузионное перемещение атомов. Активнее всего диффузия развивается по границам зерен, поэтому зародыши феррита и цементита образуются на границах зерен аустенита. После формирования частиц феррита и цементита появляются новые границы раздела «феррит – аустенит» и «цементит – аустенит». По вновь образовавшимся границам продолжается диффузия соответствующих элементов к растущим частицам. В результате этого процесса аустенит превращается в пластинчатую смесь феррита и цементита.

Рис. 5.4. Образование соответствующих элементов к растущим частицам при медленном охлаждении

При медленном охлаждении стали из области аустенита – отжиге стали (производится путем охлаждения вместе с печью) превращение начинается при малом переохлаждении (см. рис. 5.4). Поскольку термодинамическая движущая сила процесса не велика, то зародыши феррита и цементита получаются крупными. В итоге формируется грубопластинчатая смесь феррита и цементита с суммарной толщиной пластин феррита и цементита 1 мкм. Такую смесь принято называть перлитом (от французского слова pearlite – разноцветный, радужный). При травлении полированного шлифа канавки на границах раздела «феррит – цементит» образуют дифракционную решетку. Поэтому при исследовании структуры методом оптической микроскопии перлит выглядит как разноцветное пятно.

При увеличении скорости охлаждения аустенита – охлаждении на воздухе (охлаждение из области аустенита на воздухе называют нормализацией) превращение начинается при большем переохлаждении, поэтому зародыши феррита и цементита имеют меньшие размеры. Суммарная толщина пластин феррита и цементита составляет 0,25–0,30 мкм. Такую смесь называют сорбитом (рис. 5.5).

Рис. 5.5. Зависимость твердости стали (HB) от логарифма скорости охлаждения

Дальнейшее увеличение скорости охлаждения, охлаждение из области аустенита в масле (такую обработку называют одинарной обработкой) приводит к формированию тростита – ферритоце-ментитной смеси с суммарной толщиной пластин феррита и цементита 0,1–0,15 мкм.

При эвтектоидном распаде увеличение скорости охлаждения ведет к измельчению частиц образующихся фаз. Следовательно, увеличивается суммарная протяженность границ раздела фаз и затрудняется движение дислокаций. Иначе говоря, увеличение скорости охлаждения ведет к монотонному росту прочности материала. При достаточно высоких скоростях охлаждения монотонный рост прочности (и твердости) стали прекращается, поскольку эвтектоидное превращение сменяется мартенситным.

5.5. Мартенситное превращение

Образование мартенсита приводит к появлению в материале внутренних напряжений. Это связано с тем, что плотность упаковки атомов в решетке мартенсита существенно ниже плотности упаковки атомов в решетке исходной фазы аустенита. Появление внутренних напряжений приводит к двум важным последствиям. Во первых, минимизация упругой компоненты свободной энергии требует выделения мартенсита в виде тонких пластин. Во вторых, мартенситное превращение до конца не развивается. Последнее обстоятельство связано с тем, что по мере роста пластин мартенсита упругая компонента свободной энергии сравнивается с объемной компонентой и дальнейшее превращение становится энергетически невыгодным.

Таким образом, после мартенситного превращения в сталях формируется мартенситная структура, состоящая из тонких пластин мартенсита и остаточного аустенита. Поскольку кристаллическая решетка мартенсита упакована неплотно, то подвижность дислокаций в нем мала – то есть мартенсит является трудно деформируемой фазой. Вместе с тем, пластическая деформация аустенита в ходе мартенситного превращения приводит к значительному увеличению плотности дислокаций, следовательно, аустенит также становится трудно деформируемой фазой. Следовательно, после закалки сталь существенно упрочняется.

Термическую обработку, заключающуюся в нагреве закаленной стали, называют отпуском. Отпуск принято разделять на низкий, средний и высокий.

Влияние низкого отпуска на твердость закаленной стали не столь однозначно. С одной стороны, уменьшение степени тетрагональности мартенсита и увеличение компактности его решетки ведет к увеличению подвижности дислокаций, поэтому твердость должна снижаться. С другой стороны, дополнительное превращение аустенита в мартенсит повышает твердость стали. В нелегированных углеродистых сталях низкий отпуск обычно несколько снижает твердость, а в сложнолегированных сталях с сильно искаженной решеткой маренсита низкий отпуск приводит к росту твердости.

Дисперсные сферические частицы цементита, полученные в результате среднего отпуска, сильно затрудняют движение дислокаций в феррите. Поэтому закалку со средним отпуском применяют для упругих элементов (пружины, рессоры, сильфоны и т. д.).

Рис.4.1

Рис. 5.6. Движение дислокаций при наличии в феррите

сферических частиц цементита