Легирования алюминием

Качество быстрорежущей стали в значительной степени определяется также степенью ее прокованностн. При недостаточной проковке наблюдается так называемая карбидная ликвация (рис. 325), представляющая собой остатки участков ледебуритной эвтектики, не разбитых ковкой. Чем резче выражена карбидная ликвация, тем ниже качество быстрорежущей стали (понижается стойкость инструмента в работе, увеличивается его хрупкость и т. д.).

Лазерная обработка успешно применяется для поверхностного упрочнения отливок из серого, ковкого и высокопрочного чугунов. Благодаря оплавлению поверхности и образованию ледебуритной эвтектики (отбел чугуна) и мартенситного подслоя твердость на поверхности достигает 7500—9000 МПа 1. Частичное оплавление ухудшает чистоту поверхности. При отсутствии оплавления, твердость после нагрева лазером повышается в результате закалки тонкого поверхностного слоя. Лазерная обработка повышает износостойкость чугунных деталей в 8—10 раз. Лазер может быть использован и для химико-термической обработки. В этом случае перед обработкой лучом лазера на поверхность наносят обмазки или порошки, содержащие насыщающие элементы (А1, Сг, С, N, Вит. д.).

Все сплавы в интервале концентраций от 4,3 до 6,67% С кристаллизуются подобно сплаву /. До точки / происходит охлаждение однофазного жидкого раствора. В интервале /—2 выпадают кристаллы первичного цементита (Ц\ ). При двух фазах в двухкомпонентной системе с=1, поэтому возможно замедленное охлаждение (рис. 5.3,6). Причем жидкий раствор обедняется С в связи с кристаллизацией высокоуглеродистого цементита; состав жидкого раствора изменяется по участку 1—С (линии ликвидуса). При достижении 1147Q С (точка 2) заэвтектический сплав (4,3%С) кристаллизуется с образованием эвтектики из аустенита (АЕ. 2% С) и цементита. Это ледебурит. При трех фазах (жидкий раствор, аустенит, цементит) с = 0 и возникает нонва-риантное равновесие. Невозможно изменение состава фаз или температуры, что характеризуется площадкой 2—2' на кривой охлаждения (рис. 5.3,6). После затвердевания сплав состоит из первичных кристаллов цементита и ледебуритной эвтектики и происходит дальнейшее охлаждение.

Подобно сплаву /// кристаллизуются все сплавы с содержанием С от 2 0 до 4 3% Начиная от точки 4 и до точки 5 из жидкой фазы выпадают первичные кристаллы аустенита (А). В интервале температур до 1147° С возможно замедленное охлаждение (L + А; с - I, участок 4—5). При понижении температуры до 1147° С состав жидкой фазы изменяется по участку 4— С (линии ликвидуса), а состав аустенита _ по участку 4'— Е (линии солидуса). При достижении температуры 1147° С сплав /// будет состоять из первичных кристаллов аустенита (2% С) и жидкой фазы эвтектического состава (4,3% С). Кристаллизация ледебуритной эвтектики приводит к нонвариантному равновесию, что характеризуется площадкой 5—5' (рис. 5.3,6). После окончания затвердевания структура сплава /// состоит^из крупных зерен аустенита, окруженных ледебуритной эвтектикой.

Наплавки № 12, 13, 14, 15 (У24Х5, У25, УЗОХ5, У31Х4) содержат высокий процент углерода, и этот фактор отражается на их микроструктуре. Структура наплавки У24Х5 состоит из избыточных карбидов неправильной ромбической формы и ледебуритной эвтектики; карбиды очень хрупкие (в табл. 1 твердость их занижена, так как они при испытании на микротвердость раздавливаются, и сказывается твердость подложки). Наплавка У25 имеет структуру белого чугуна и состоит из перлита с выделениями ледебурита. Структура наплавки № 14 (УЗОХ5) состоит из твердого раствора и ледебурита, ей аналогична наплавка У31Х4.

Наплавленный слой образцов № 25 (У42Х26) и № 26 (У51Х19) содержит самый высокий в группе I процент углерода, а в слое образца № 25 также и самый высокий процент хрома. Структура этих наплавок состоит из избыточных карбидов хрома и ледебуритной эвтектики. В наплавленном слое образца № 26 (У51Х19) видны темные участки с очень малой твердостью.

Среднее положение по содержанию как углерода, так и хрома занимают сплавы третьей подгруппы. Наплавка № 19 (У14Х13) и сплав № 20 (У15Х11Р) имеют сходную структуру, состоящую из зерен твердого раствора аустенита и ледебуритной эвтектики.

Структура наплавки № 90 (У14Х17Н2) состоит из зерен дендритов аустенита и ледебуритной эвтектики. Относительная износостойкость этой наплавки, определенная на машине Х4-Б, вдвое выше, чем износостойкость, определенная на машине НК. Это связано с наличием в структуре аустенита, что было показано при анализе результатов испытания материалов первой группы.

Превращение при закалке. Критическая точка (начало образования аустенита) для стандартного состава стали РФ1 лежит при тем-. пературе около 800° С. При нагреве до 900° С в структуре ещё сохраняется а-фаза. Выше 900—950° С структура состоит из аустенита и карбидов. Повышение температуры ведёт к растворению карбидов (фиг. 69) и к росту зерна аустенита (фиг. 70, см. вклейку). При 1320—1350° С происходит оплавление, что ведёт к появлению после закалки .ледебуритной эвтектики. При более высокой температуре появляется так называемая 5-фаза (дисперсная смесьа-твёр-дого раствора и карбидов, напоминающая троостит в обычной

Превращение при закалке. Критический интервал превращения 800—850". Началом интенсивного роста зерна в стали ЭИ290 следует считать температуру 1210" С (при содержании ванадия на нижнем пределе 12(Ж С), а стали ЭИ276—1240° С Образование ледебуритной эвтектики в первой стали происходит при температуре 1240° С, а во второй — при температуре 1260—1280° С. Нижняя температура закалочного интервала в стали ЭИ290 и ЭИ276 равна 1180°С.

Чугуны, содержание более 4,3 % углерода, называют заэвтектическими. Их кристаллизация начинается при температурах, лежащих на линии CD. При этом выделяется первичный цементит. Кристаллизация заканчивается при температуре 1147 °С по линии CF образованием ледебурита. Получившаяся структура остается неизменной. В составе ледебуритной эвтектики при температуре 727 С аустенит переходит в перлит. Структура заэвтектических чугунов состоит из ледебурита и первичного цементита.

Эффективными , легирующими элементами, повышающими стойкость к высокотемпературной коррозии, являются Al, Be и Mg. Например, при 256 °С сплав 2 % Be — Си при выдержке в течение 1 ч окисляется со скоростью, равной Yu скорости окисления чистой меди [451. Максимальный эффект от легирования алюминием наблюдается при его содержании 8 % [46].

Эти свойства достигаются в сплавах различного состава на основе титана за счет легирования алюминием, кремнием и тугоплавкими металлами (Mo, V, Zr, Cr).

** Киркин Г. Я. Влияние легирования алюминием на коррозионную стойкость титана растворах кислот. Автореф. дис. канд. технич. наук М., 1966.__________________________

Скорость окисления нержавеющих сталей может быть значительно уменьшена путем дополнит, легирования алюминием и

разом, за счет легирования алюминием возможно существенное

ности легирования алюминием и цирконием — их малые поперечные

Для изменения свойств, метающих использованию металлического у рана в виде ядерного горючего, его можно легировать. Это легирование может зайти настолько далеко, что вместо твердою будет использоваться жидкий металл, в котором уран может преобладать или быть растворенным в малой концентрации. Во всех случаях выбор легирующего элемента определяется его ядерными свойствами. Например, легирующие элементы должны иметь малые поперечные сечения поглощения. Одна из причин большой популярности легирования алюминием и цирконием — их малые поперечные сечения поглощения.

Двухфазные (а+р)-сплавы обладают лучшим сочетанием технологических и механических свойств. Необходимость легирования алюминием связана с упрочнением а-фазы и повышением термической стабильности сплава. Для сплавов этой группы широко применяется упрочнение термической обработкой (закалкой и последующим старением). Как следует из схемы на рис. 6.8, для каждого из легирующих элементов существует предел содержания, превышение которого делает невозможным упрочнение закалкой, так как при охлаждении не происходит (а-»р)-превращения.

ного твердения. Последнее достигается путем дополнительного легирования алюминием (примерно до 1,5%) и титаном (примерно до 3,5%). Охлаждение после отжига на твердый раствор при температурах выше 1100° С производят на воздухе. Последующее старение ведет к образованию комплексных выделений, предшествующих выделению Ni3 (AI, Ti). Признаки дисперсионного твердения на шлифе обнаружить нельзя. Сварку следует вести после отжига на твердый раствор. После сварки детали подвергают искусственному старению при 600—700° С. Состаренные сварные соединения разрушаются обычно рядом со швом.

Свойства магния значительно улучшаются при легировании. Основными легирующими элементами магниевых сплавов являются Al, Zn, Mn, Li. Для дополнительного легирования используют Zr, Cd, Ce, Nd и др. Механические свойства магниевых сплавов при температуре 20—25 °С улучшаются с помощью легирования алюминием, цинком (рис. 14.1) и цирконием, при повышенной температуре — добавкой церия, неодима и, особенно, тория. Цирконий и церий оказывают модифицирующее действие на структуру сплавов магния. Особенно эффективен цирконий: добавка 0,5— 0,7 % Zr уменьшает размер зерна в 80-100 раз. Кроме того, Zr и Мп значительно уменьшают вредное влияние примесей железа и никеля на свойства сплавов.

Двухфазные (а + /3)-сплавы обладают лучшим сочетанием технологических и механических свойств. Они легированы в основном алюминием и /3-стабилизаторами. Необходимость легирования алюминием обусловлена тем, что он значительно упрочняет а-фазу при 20 °С и повышенных температурах, тогда как /3-стабилизато-ры в ней мало растворимы и потому не оказывают существенного влияния на ее свойства. Особо ценным для этих сплавов является способность алюминия увеличивать термическую стабильность /3-фазы, поскольку эв-тектоидообразующие /3-стабилизаторы, наиболее эффективно упрочняющие сплавы, вызывают склонность этой фазы к эвтектоидному распаду. Кроме того, алюминий снижает плотность (а + /3)-сплавов, что позволяет удерживать ее приблизительно на уровне титана, несмотря на присутствие элементов с большой плотностью V, Сг, Mo, Fe и др.