Выделяется вторичный

Сплавы типа дуралюмина (например, марки 2017 и 2024) содержат несколько процентов меди и, вследствие выделения Си Ala вдоль плоскостей скольжения и границ зерен, обладают повышенной прочностью. Выше температуры гомогенизации (приблизительно 480 °С) медь находится в твердом растворе. При закалке этот раствор сохраняется. При комнатной температуре происходит медленное выделение СиА12, и сплав постепенно упрочняется. Если закалка сплава от температур, отвечающих твердому раствору, производится в кипящей воде или, если после закалки его нагреть выше 120 °С (искусственное старение), то СиА12 выделяется преимущественно вдоль границ зерен. В результате участки, примыкающие к интерметаллическому соединению, обедняются медью. При этом границы зерен становятся анодами по отношению к зернам, а сплав приобретает склонность к межкристаллитной коррозии. Продолжительный нагрев восстанавливает однородность состава сплава в зернах и на границах зерен и устраняет склонность к коррозии такого типа. Однако это сопровождается некоторым ухудшением механических свойств. На практике сплав закаляют примерно от 490 °С, а затем следует старение при комнатной температуре.

Азот образует с железом нитрид железа и проявляется как сегре-гат в доэвтектоидной форме в виде игл (длиной 15—20 мкм) с вид-манштеттовым расположением; выделяется преимущественно на границах зерен и линиях скольжения.

объединяются. Это приводит к образованию крупных зерногранич-ных трещин и межкристаллическому разрушению со снижением пластичности и прочности. При отсутствии выделений в приграничных зонах образовавшиеся трещины также уменьшают прочность и пластичность металла шва, но в меньшей степени, и разрушение носит смешанный характер (АрДС, автоматическая с размером фазы 12,5 мкм). На рис. 2 показано развитие трещины при увеличении напряжения. Первоначально возникшие трещины растут преимущественно в ширину. Если при сварке вторая фаза выделяется преимущественно внутри зерен, при деформации образуются единичные мелкие трещины и разрушение происходит по телу зерна при высокой пластичности и прочности металла (АрДС ручная).

Титан оказывает отрицательное влияние на образование шаровидного графита, начиная с 0,002% . При содержании титана в чугуне в количестве 0,1—0,15% графит выделяется преимущественно в компактной форме, а при 0,3—0,4% графит выделяется в виде пластинок.

При осуществлении второго процесса используется электролизер такой же конструкции, как и в первом процессе, но в этом случае на аноде выделяется кислород и соединяется с углеродом. Образующийся бор выделяется преимущественно в виде мелкозернистого порошка, который легко просеивается через сито с размером отверстий —325 меш. На рис. 1 воспроизводится электронная микрофотография мелкозернистого порошка бора при увеличении в 5000 раз, на которой видны частицы размерами приблизительно от 0,1 до 5 мк. Однако предполагают, что более крупные частицы представляют собой образования, состоящие из очень мелких частиц. На рис. 2 показана электронная микрофотография такого же образца бора при увеличении в 37 000 раз. Степень чистоты этого металла такая же, как у бора, полученного указанным выше способом. Путем специальной сортировки и очистки можно получить бор со степенью чистоты 99,7%, содержащий 0,05% углероца и 0,159о железа. На рис. 3 показана схема электролизера для получения бора, а на рис. 4 — его фотография.

Старение по у'-фазе. Упорядоченная у '-фаза со структурой г.ц.к. (1Л2) выделяется преимущественно в сплавах А-286 и 901. По аналогии со сплавами на никелевой основе можно связать прочность железоникелевых сплавов с несколькими (не обязательно аддитивными) эффектами. К их числу отнесем энергию антифазных границ и дефектов упаковки в •у'-фазе, прочность, когерентные искажения и объемную долю (J'Vy/) Г'-фазы, размер частиц у'-фазы, различие модулей упругости между фазами у и у'. Поговорим немного об этих эффектах.

Старение по у"-фазе. Упорядоченная у"-фаза со структурой о.ц.т. (DO22) выделяется преимущественно в железоникелевых сплавах, упрочняемых добавками Nb. Последний проявляет высокую растворимость в фазе Ni3Al [12], поэтому для преимущественного образования у"-фазы содержание Al в сплаве должно быть небольшим.

На рис. 48, б представлены данные о количестве графита, выделившегося во время субкритического отжига стали с 1,25% С и 1,24% Si. Видно, что в начале отжига графит выделяется преимущественно в порах. После 27 часов отжига рост в порах в основном прекращается. В высокопористых образцах выделение графита в порах не завершалось до окончания отжига [361. Трансформация кривых объемных изменений при графитизации под влиянием пористости наблюдалась и на чугуне с шаровидным графитом. Из данных работы [29] можно заключить следующее:

Хрупкая составляющая (а-фаза) обладает ограниченной растворимостью в а- и у-твердых растворах и выделяется в хромоникелевых сплавах при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900—950° С. В ряде случаев эта составляющая выделяется преимущественно по границам зерен, сообщая сплавам исключительную хрупкость. Бейн и Грифитс [188] нашли эту составляющую в очень чистых хромоникелевых сплавах, содержание углерода в которых не превышало 0,002%. Появление хрупкой составляющей в хромоникелевых сплавах нельзя отнести к выделению карбидов по границам зерен и в самих зернах, так как при указанном содержании углерода карбиды почти полностью находятся в твердом растворе.

Согласно разработанной Г. В. Акимовым и его учениками теории при искусственном старении или нагреве в процессе, технологической обработки в интервале 90— 270 °С в алюминиевых сплавах в результате распада твердого раствора выделяется фаза, близкая по составу к интерметаллическому соединению. Так как эта фаза выделяется преимущественно по границам зерен, то вблизи границ возникает зона, сильно обедненная медью. Концентрация меди в этой зоне снижается с 4 до 0,3— 0,5 %. Внутри зерна выпадение фазы происходит в меньшей степени, поэтому в зонах, удаленных от границ, твердый раствор меньше обедняется медью.

Эффективность образования аустенитной или ферритной структуры под действием легирующих элементов сплава определяется следующими положениями. Увеличение содержания хрома, титана, кремния, алюминия и молибдена способствует образованию ферритной фазы, а увеличение содержания никеля, марганца, углерода и азота расширяет область существования аустенита и повышает его устойчивость. Поэтому для получения стали с неустойчивым аустенитом необходимо учитывать влияние каждого элемента, входящего в ее состав. Решение этой задачи требует проведения большой экспериментальной работы, вследствие чего в настоящее время разработано очень мало марок сталей с высокой сопротивляемостью гидроэрозии. В хромоникелевых сталях при длительном нагреве до температур 700—900° С или медленном охлаждении от 900—950° С образуется интерметаллид-ная о-фаза. Эта составляющая выделяется преимущественно по границам зерен, сообщая этим сталям исключительно высокую хрупкость и снижая их эрозионную стойкость. Однако а-фаза может вызвать и повышение сопротивляемости микроударному разрушению, если она имеет высокую степень дисперсности. В последнее время установлено, что а-фаза образуется почти во всех хромоникелевых аустенитных сталях, в том числе с присадкой молибдена и других легирующих элементов. При аусте-низации хромоникелевые стали нагревали до более высоких температур (1000—1050° С), при которых хрупкая а-фаза растворяется.

При температурах, соответствующих линии ES, аустенит оказывается насыщенным углеродом и при понижении температуры из него выделяется вторичный цементит. Поэтому при температуре ниже линии ES сплавы становятся двухфазными (аустенпт -\- вторичный цементит). По мере выделения цементита концентрация угле-

По линии /;".,S' выделяется вторичный графит, а при 738 °С (линия S' К') образуется эвгектопд, состоящий из феррита и графита.

it e м t> H т а_ц и и образен доэвтектоидной стали насыщают углеродом при 930 °С в течение 8 ч. При этом содержание углерода в аусте-ните, находящемся в поверхностной зоне, достигает заэвтектоидной концентрации. При последующем медленном охлаждении по границам зерна аустенита выделяется вторичный цементит, образующий сплошную сетку, по которой после охлаждения определяют величину бывшего зерна аустенита (рис. 98, а).

ограниченном линиями GS и СР. С понижением температуры от 1147° до 727° С предельная растворимость углерода в аустените уменьшается с 2,14% до 0,8% •(линия ?5, по которой из аустенйта выделяется вторичный цементит). Геометрический участок диаграммы вблизи точки S, в которой сходятся две ветви кривых растворимости (GS и ES), напоминает участки диаграммы вблизи

Стали, содержащие от 0,8 до 2,14 % С, называют заэвтекто-идными. Выше линии ES в этих сплавах будет только аустенит. При температурах, соответствующих линии ?5, аустенит оказывается насыщенным углеродом, и при понижении температуры из него выделяется вторичный цементит. Поэтому при температуре ниже линии ES сплавы становятся двухфазными (аусте-

По линии ErSr выделяется вторичный графит, а при температуре 738 °С (линия P'S'K') образуется эвтектоид, состоящий из феррита и графита.

Выявление и определение величины зерна. Величина зерна определяется различными методами (ГОСТ 5639—65): цементацией, окислением по ферритной или цементитной сетке и травлением границ зерен. По методу цементации образец доэвтектоидной стали насыщают углеродом при 930 °С в течение 8 ч (см. рис. 107). При этом содержание углерода в аустените, находящемся в поверхностной зоне, достигает заэвтектоидной концентрации. При последующем медленном охлаждении по границам зерна аустенита выделяется вторичный цементит, образующий сплошную сетку, по которой после охлаждения определяют величину бывшего зерна аустенита (рис. 110, а).

Сплав (сталь) с 1,5% С имеет кривую охлаждения (фиг. 75, б), вначале сходную с предыдущими кривыми, с той только разницей, что в ее аустените с 1,5% С, начиная с точки Аст, выделяется вторичный цементит, вызывающий очень небольшое замедление в скорости охлаждения, а в точке Аъ оставшийся'аустенит с 0,8% С при

• Для доэвтектического сплава (белого чугуна), например, с 3% С кривая охлаждения (фиг. 75, в) вначале показывает, что из жидкого сплава выделяется аустенит до тех пор, пока оставшийся жидкий сплав не получит эвтектический состав с 4,3% С. Затем он затвердевает при постоянной температуре 1130° С в цементитную эвтектику—ледебурит. В дальнейшем при охлаждении ниже 1130° С из аустенита выделяется вторичный цементит, что вызывает очень незначительное замедление скорости охлаждения, а в точке Аг весь оставшийся аустенит превращается в перлит при постоянной температуре, что соответствует горизонтальному участку на кривой охлаждения. Образовавшаяся; структура дозвтектического сплава (белого чугуна), состоящая из перлита, вторичного цементита и ледебурита (ледебурит будет состоять из перлита, цементита эвтектического и цементита вторичного), при дальнейшем охлаждении уже изменяться не будет.

Между точками 2Ш и Зт из аустенита выделяется вторичный цементит (линия ES, рис. 2.2), в этой области в равновесии находятся фазы А + Л + Ц„ = А + (А + Ц) + Ц„. При температуре 727 °С (участок Зт-3'ш охлаждения сплава III) аустенит распадается с образованием перлита и ниже точки Зт в равновесии находятся фазы П + Л + Ц„.

При температурах, соответствующих линии ES, аустенит оказывается насыщенным углеродом и при понижении температуры из него выделяется вторичный цементит. Поэтому при температуре ниже линии ES сплавы становятся двухфазными (аустенит ~f вторичный цементит). По мере выделения цементита концентрация угле-