Интервале критических

Обратим внимание, что во всем интервале кристаллизации (от точки / до точки 2) из жидкого сплава, имеющего исходную концентрацию К, выделяются кристаллы, более богатые тугоплавким компонентом. Состав первых кристаллов определится проекцией s. Закончиться кристаллизация сплава К должна : точке 2, когда последняя капля жидкости, имеющая состав / затвердеет. Отрезок, показывающий количество твердой фазы равнялся нулю в точке 1, когда только началась кристаллиза-

Общий объем литейных пор плавно изменяется, но их размеры и распределение зависят от температурного интервала кристаллизации. При большом интервале литейные поры, как правило, мелки и распределены по всему сечению отливки. Плотность отливки будет мала, но по этой же причине небольшой будет и литейная усадка.

При температурном интервале кристаллизации, равном нулю •.(чистые компоненты, эвтектика), образуется концентрирован-

Оловянные бронзы имеют хорошую жидкотекучесть, достаточно высокую усадку (1,4—1,6 %). Эти бронзы затвердевают в большом интервале кристаллизации (150—200°С), что обусловливает образование в отливках рассеянной пористости. Безоловянные бронзы обладают высокой жидкотекучестью и усадкой (1 6—2,4 %), затвердевают в малом интервале кристаллизации, что приводит к образованию в отливках сосредоточенных усадочных раковин.

Латуни имеют удовлетворительную жидкотекучесть, высокую усадку (1,6—2,2 %), затвердевают в интервале кристаллизации 30—70 °С, что обусловливает образование усадочных раковин и пористости. Все медные сплавы склонны к образованию трещин.

плава со средним содержанием примеси Сж„. Процесс протекает в интервале кристаллизации АГ, в котором жидкая и твердая фаза находятся в равновесии.

Чтобы две фазы могли находиться в равновесии, они должны иметь одну и ту же температуру. Например, в двухфазной области при температуре, соответствующей точке а, жидкая и твердая фазы будут находиться в равновесии, если их составы будут соответствовать точкам b и с, определяемым как проекции точек пересечения ко-ноды be с линиями ликвидус и солидус на ось концентрации. Таким образом, в интервале кристаллизации состав жидкой и твердой фаз можно определить по проекциям точек пересечения коноды с линиями ликвидус и солидус на концентрационную ось. Для сплава С0 (рис. 70) в интервале температур кристаллизации /—2 состав жидкой фазы изменяется по линии 1—b—d, а твердой фазы —

Вид кривых охлаждения, получаемых экспериментально, подтверждается с помощью правила фаз с = = & — /+/; например, для участка 0—1 при 6 = 2 (А и В) и / == \- (одна жидкая фаза) число степеней свободы с — 2. Следовательно, можно изменять два фактора равновесия (температуру и концентрацию), сохраняя число фаз неизменным. Для участка 1—2 k = 2, / = 2, с = 1; это значит, что можно изменять только один из факторов равновесия — температуру, так как состав жидкой и твердой фаз для любой температуры в интервале кристаллизации постоянен. . Непрерывные неограниченные твердые растворы наблюдаются в системах Fe—V, Fe—Civ Аи—Си, Аи—Ag, Ge—

Кривая охлаждения доэвтектического сплава 77 приведена на рис. 72. В интервале температур 0—I (с = 2) можно задавать состав расплава и одновременно изменять его температуру (охлаждать). Начало кристаллизации твердого раствора ос соответствует точке 1. В интервале кристаллизации 1—2 состав жидкой фазы изменяется по линии ликвидус от точки / до точки С, в то время как состав твердого раствора изменяется по линии соли-дус от точки d до точки D. Процесс осуществляется при переменной температуре, поскольку с = 1. Таким образом, при достижении температуры, соответствующей точке 2, жидкая фаза приобретает эвтектическую концентрацию и превращается в смесь двух твердых растворов (а + р). После окончания кристаллизации эвтектики структура сплава состоит из первичных кристаллов а и эвтектики сх + р.

Известно [59], что измельчение зерна является одним из способов устранения брака по горячим трещинам в слитках и фасонных отливках. Это объясняется тем, что уменьшение размеров зерна и особенно переход от столбчатой структуры к равноосной в литом сплаве сужает температурный интервал хрупкости и повышает относительное удлинение в нем. Снижается также температура начала линейной усадки и уменьшается усадка в эффективном интервале кристаллизации.

Термообработка обычно осуществляется при температурах, лежащих в интервале кристаллизации, т. е. между точкой плавления и температурой стеклования полимера. Нагрев кристаллических полимеров при этих температурах способствует снижению вязкости полимера, что ускоряет процессы релаксации внутренних напряжений в изделиях.

Межкристаллитная коррозия в металле наш (рис. 142, б) возникает в результате выделения под действием термического цикла сварки из аустенита карбидов хрома, приводящее к местному обеднению границ зерен хромом. Основная причина этого — повышенное содержание в металле шва углерода и отсутствие или недостаточное содержание титана или ниобия. Неблагоприятный термический цикл сварки — длительное пребывание металла шва в интервале критических температур (t > tKV, рис. 141) приводит if появлению склонности к межкристаллитной коррозии шва. Шов может потерять стойкость против межкристаллитпой коррозии в результате воздействия критических температур при эксплуатации изделия. Аустенитно-ферритные швы с дезориентированной структурой имеют и повышенную стойкость против меж-кристаллитной коррозии по сравнению с аустепитпыми.

Предупреждение склонности стали и швов к межкристаллит-ной коррозии достигается: снижением содержания углерода до пределов его растворимости в аустепите (до 0,02—0,03%), легированием более энергичными, чем хром, карбидообразующими элементами (стабилизация титаном, ниобием, танталом, ванадием и др.); аустенитизацией (закалкой) с температур 1050—1100° С, однако при повторном нагреве в интервале критических температур (500—800° С) сталь повторно приобретает склонность к меж-кристаллитной коррозии; стабилизирующим отжигом при температуре 850—900° С в течение 2—3 ч; созданием аустенитно-ферритиой структуры с содержанием феррита до 20—25% путем дополнительного легирования хромом, кремнием, молибденом, алюминием и др. Однако такое высокое содержание в структуре феррита может понизить стойкость металла к общей коррозии. Эти же меры способствуют и предупреждению ножевой коррозии.

При сварке коррозионно-стойких сталей различными способами для предупреждения межкристаллитиой коррозии не следует допускать повышения в металле шва содержания углерода за счет загрязнения им сварочных материалов (графитовой смазки проволоки и т. д.), длительного и многократного пребывания металла сварного соединения в интервале критических температур.

При сварке стали 18-8 участки основного металла, расположенные по обе стороны от шва, подвергаются нагреву. В участках, длительное время находящихся под воздействием критических температур (450—850°), может развиться межкристаллитная коррозия, заключающаяся в том, что пограничные слои зерен под действием агрессивной среды теряют свои антикоррозийные свойства. Это явление есть результат обеднения пограничных слоев зерен аустенита хромом вследствие выпадения сложных карбидов железа и хрома по границам кристаллов аустенита. С целью уменьшения склонности стали к межкристаллит-ной коррозии уменьшают содержание в ней С или сокращают время пребывания металла в интервале критических температур.

При применении упрочняющей термической обработки (закалки) напряжения снижаются по мере уменьшения скорости охлаждения, в особенности в интервале критических температур (например, для сталей в интервале мартенситного превращения) . Переход к более мягкой охлаждающей среде существенно снижает внутренние напряжения (например, в некоторых изделиях при переходе от воды к маслу в 4—6 раз, от воды к воздуху — до 10 раз, от масла к горячим средам в 3—4 раза и т. д.).

При быстром прохождении второй стадии графитизации, т. е. при ускоренном охлаждении в интервале критических температур, микроструктура характеризуется присутствием перлита. Последний в зависимости от скорости охлаждения может быть мелкослойным или грубопластинчатым. Небольшое количество перлита в отливках допускается. Обычно он сосредоточен у поверхности. Такие отливки имеют в изломе тонкую белую каёмку с чёрной сердцевиной. У нормального ковкого чугуна излом чёрный, шелковистого или бархатистого вида. Резко очерченное белое окаймление толщиной более 0,5 мм определяет снижение механических качеств металла.

из того, что закалка сплавов железа является следствием быстрого (резкого) охлаждения в интервале критических температур. Если деталь, залитую в металлическую форму, удалить из последней при температуре выше критической и дальнейшее охлаждение вести замедленно, то должна получиться незакалённая отливка. Однако практика показала, что поверхностная корочка отливки всегда имела закал, так как не удавалось замедлить почти мгновенного перехода металла через критические точки в этой зоне и отливки приходилось отжигать. Когда способ отливки труб, разработанный Кэстером, был вытеснен более совершенным центробежным способом (де-Лаво), дополнительный отжиг компенсировался с избытком огромными преимуществами нового способа. Фирмой де-Лаво разработан способ получения незакалённых труб при отливке их в металлические формы, охлаждённые водой. На стенки вращающейся металлической формы непосредственно перед залив-кой наносится тонкий слой пылевидного ферросилиция, т. е. в слой металла, подверженного наиболее резкому охлаждению, вводится определенное количество активного графитизатора, препятствующего стабилизации цементита в поверхностной зоне отливки.

Понижение концентрации связанного углерода за счёт уменьшения количества перлита, а также понижение твёрдости за счёт сферо-идизации эвтектоидного цементита могут быть достигнуты: а) выдержкой при температурах ниже критической-—такой отжиг может быть назван низкотемпературным; б) нагревом выше критической температуры, незначительной выдержкой и медленным охлаждением в интервале критических температур; в) нагревом выше критической температуры, охлаждением до температуры несколько ниже критической и выдержкой при этой температуре (изотермический отжиг).

При необходимости разложения цементита эвтектического, вторичного и эвтектоидного (отбелённое литьё) требуется нагрев до температур, лежащих выше критической, выдержка, достаточная для установления равновесия аустенит —графит, и медленное охлаждение в интервале критических температур. Охлаждение в интервале критических температур со скоростью 1 — 3° С в минуту вполне обеспечивает разложение эвтектоидного цементита. Такой отжиг может быть назван высокотемпературным.

Вторая стадия графитизации (тп) осуществляется путём выдержки при температурах 730—720° С (см. фиг. 71, а) или медленным охлаждением в интервале критических температур 780—700° С (см. фиг. 71, б). Распад цементита идёт через твёрдый а-раствор и носит диффузионный характер. Скорость второй стадии графитизации зависит от химического состава чугуна, его предварительной обработки и имеющегося в результате проведения первой стадии числа центров графитизации. Влияние химического состава, предварительной обработки и других факторов на вторую стадию графитизации качественно аналогично их влиянию на первую стадию.

расстояние между ними с. Взаимная зависимость между тп в часах и с в мм выражается равенством Tj[ = 31 с [9]. Время второй стадии графитизации колеблется в значительных пределах (от 6 до 60 час.). При проведении второй стадии графитизации медленным охлаждением в интервале критических температур скорость охлаждения принимается в пределах 2—5° С в час.