Закаленном состояниях

той структурой после медленного охлаждения в интервале 600—400 С имеет более низкую долговечность, чем отожженный сплав с глобулярной структурой после охлаждения на воздухе со скоростью более 2000°С/ч. Долговечность сплава ВТ5-1, медленно охлажденного при 600-400°С, более резко снижается с возрастанием амплитуды напряжений, чем у закаленного материала (см. рис. 80).

Разница между электрической проводимостью отожженного и закаленного материала составляет 5,3 м/(омХ [24,7 и 19,4 м/{ом • мм2)].

Полученные данные подтверждают гипотезу о двух причинах, вызывающих охрупчивание по границам зерен в сплаве Fe—12Mn. Во-первых, охрупчивание возникает при быстром охлаждении материала в интервале температур мартенситного превращения. Вероятно, механизм ох-рупчивания связан с фазовым превращением и сходен с механизмом образования закалочных трещин [8, 9]. Однако в данном случае этот механизм более сложен, поскольку сплав с 12 % Мп содержит приблизительно 15 % (объ-емн.) е-фазы с г. ц. у. решеткой в структуре закаленного материала. Если превращение происходит по схеме 7~*-е->-->а' [10, 11], то в сплаве имеет место большая разница в плотности, поскольку е-фаза имеет самую высокую плотность. Этим можно объяснить, почему сплав с 12 %Мп склонен к межкристаллитному разрушению, в то время как сплав с 8 % Мп, в котором е-фаза отсутствует, разрушается транскристаллитно (см. рис. 1).

а — ЭЛС закаленного материала, закалка и двухступенчатое старение после сварки; б — ЭЛС материала, подвергавшегося закалке и двухступенчатому старению (после сварки —без термообработки); в — ДЭС закаленного материала, закалка и двухступенчатое старение после сварки; г — ДЭС материала, подвергавшегося закалке и двухступенчатому старению (после сварки — без термообработки)

Рис. 3. Кривые распределения интенсивности характеристического излучения ---- и NbK при сканировании микрошлифов в направлении от зоны термического влияния (/) к зоне сплавления (//) (справа налево): а — ЭЛС закаленного материала, закалка и двухступенчатое старение после сварки; б — ЭЛС материала, подвергавшегося закалке и двухступенчатому старению (после сварки — без термообработки); в — ДЭС закаленного материала, закалка и двухступенчатое старение после сварки; г — ДЭС материала, подвергавшегося закалке и двухступенчатому старению (после сварки — без термообработки); ГЗ — граница зерна; ГЩ — граница шва; ГД — граница двойников; ГЗШ — граница зерна в шве

Механические свойства сплава могут сильно отличаться в зависимости от режима термической обработки и степени нагартовки.: При комнатной температуре предел текучести закаленного материала равен 344 МПа, а после нагартовки на 40 % и старения он составляет 1260 МПа [3]. При 20 К предел текучести материала в указанных двух состояниях возрастает до 638 и 1650 МПа соответственно. Пластичность и ударная вязкость значительно снижаются у нагартованного материала.

растяжении незакаленного материала . . растяжении закаленного материала . . . статическом изгибе . . сжатии, не менее . . Удельная ударная вязкость в кГ-см/см2 (кдж/м*), не

В сплаве ВТ25 после нагрева при температурах 900— 930° С независимо от скорости охлаждения снижается пластичность и повышается прочность закаленного материала. С повышением температуры до 970—1030° С прочность закаленного материала продолжает расти, пластичность — падать. Минимальные значения пластичности наблюдаются после закалки в воду из 3-области.

Старение сплава ВТЗ-1. Поскольку сплавы ВТЗ-1, ВТ8, ВТ9 и ВТ25 применяются для изготовления деталей, работающих при температурах до 400—550° С, использование закаленных с 850—900° С материалов на деталях может привести к их охрупчиванию. Для предотвращения охрупчивания проводится старение закаленного материала при заведомо более высоких температурах, чем рабочая.

Начиная с 300° С, возрастает твердость сплава от 360 до 400 кгс/мм2. Максимум твердости достигается после старения при 500° С. С повышением температуры до 650—700° С твердость снижается до значения, близкого к твердости закаленного материала. Как показали электронномикроскопические исследования [72], распад р-фазы в процессе старения закаленного с 800° С сплава ВТЗ-1 начинается при 300° С выделением дисперсной а-фазы. С повышением температуры старения возрастает содержание р-фазы, но она обедняется легирующими элементами.

Отрицательный эффект на дилатометрической кривой, увеличение твердости при старении, а также явление возврата при кратковременном нагреве при 600° С (когда твердость состаренного при 350—450° С сплава возвращается к твердости закаленного материала) исследователями [45—47, 62—63, 75] связывается с возможным образованием со-фазы при распаде р-фазы.

* Кадмий, не влияя на прочность в отожженном и закаленном состояниях, увеличивает се и состаренном. Примечательно, что кадмий — инертный легирующий элемент в классической системе А1 — Си — Mg —• не влияет на свойства сплавов этой системы. Это показывает, что не всегда влияние легирующего элемента в одних сплавах или в одних условиях также проявляется в других сплавах или других условиях.

На рисунке 4.14, а представлены результаты обработки [23] экспериментальных данных А.В. Степанова и др. по зависимости U0 от тгаах/агаах при изменении ттах/сттах от 0,5 до 1 для алюминиевого сплава Al+5,5% Si в отожженном и закаленном состояниях. Видно спонтанное изменение UQ с 209,5 до 125,7 кДж/моль при достижении управляющим параметром порогового значения

Для оценки результатов глубокого травления необходимо знать, как влияют отдельные травители на внешний вид выявляемой структуры. Различимые глазом дефекты такие, как грубые трещины, усадочные раковины, газовые пузыри, закаты и неметаллические включения, если они встречаются в большом количестве, не требуют дополнительной оценки. Если в результате глубокого травления получается гладкая однородная поверхность, это указывает на бездефектную структуру; причиной пористости могут быть усадочные раковины, реже — химическая неоднородность (ликвация элементов в твердом растворе, легко растворимые неметаллические включения). При этом действие травителя'необходимо учитывать, так как травимость включений в одном и том же образце разными реактивами различна. Сегрегации также травятся различными травителями по-разному и могут быть причиной кажущейся пористости. Поэтому часто исследуют одинаковые образцы в отожженном и закаленном состояниях, при этом картина кажущейся пористости, обусловленная включениями, несмотря на термообработку, остается одинаковой.

Хромистая сталь Х17 применяется в отожженном состоянии и имеет большую устойчивость против коррозии, чем хромистая сталь предыдущих марок. Нагрев этой стали выше 950° и быстрое охлаждение повышают прочность, но значительно снижают пластичность и коррозионную стойкость. Хромистые стали в отожженном и закаленном состояниях магнитны (см. Нержавеющая ферритная и полуферритная сталь).

ПРУТКИ АЛЮМИНИЕВЫЕ — полуфабрикаты из алюминия и алюминиевых сплавов круглого и фасонного (квадрат, шестигранник и т. п.) сечения. Прутки из алюминия и его сплавов в основном изготовляются прессованием и иногда прокаткой. Прессованные прутки производятся диаметром от 5 до 300 и более мм и поставляются в горячепрессованном, отожженном и закаленном состояниях. В закаленном состоянии поставляются прутки диаметром не более 50 мм. Круглые прутки диаметром до 50 мм могут подвергаться калибровке волочением. Фасонные прутки калибруются до диаметра вписанной окружности 40 мм. Калиброванные прутки поставляются по 3-му, 4-му и 5-му классам точности. Остальные — по 7-му, 8-му и 9-му классам точности (ГОСТ 4783—55).

снижают пластичность. Двухфазные сплавы упрочняются с помощью термической обработки — закалки и старения. В отожженном и закаленном состояниях они имеют хорошую пластичность, а после старения — высокую

* Кадмий, не влияя на прочность в отожженном и закаленном состояниях, увеличивает ее в состаренном. Примечательно, что кадмий — инертный легирующий элемент в классической системе А1 — Си — Mg — не влияет на свойства сплавов этой системы. Это показывает, что не всегда влияние легирующего элемента в одних сплавах или в одних условиях также проявляется в других сплавах или других условиях.

снижают пластичность. Двухфазные сплавы упрочняются с помощью термической обработки — закалки и старения. В отожженном и закаленном состояниях они имеют хорошую пластичность, а после старения — высокую

Наиболее заметное влияние оказывает кремний на коррозионную стойкость стали в сильноокислительных средах как в отпущенном, так и в закаленном состояниях [1.32]. Более важным с практической точки зрения является влияние кремния в окислительной среде — в 65 %-ной HNOS.

образуется оксид титана и твердый раствор водорода в Ti^ . Протоны водорода размещаются в межузельных порах и дефектах кристаллического строения титана (дислокации, вакансии и т.д.), где они образуют молекулы. Это создает большие внутренние давления в Ti^, особенно при охлаждении, что вызывает водородную хрупкость. При нагреве в вакууме процесс идет в обратном направлении, т.е. молекулы водорода диссоциируют, образующиеся при этом протоны диффундируют к поверхности изделия и удаляются из него в процессе вакуумного отжига. Однако, являясь /3- стабилизатором, водород сильно снижает критические точки /3^-а-превращения, увеличивая количество /3-фазы в отожженном и закаленном состояниях и предотвращая тем самым интенсивный рост зерна /3-фазы при термической обработке.

Сплавы а + /3 упрочняются с помощью термической обработки — закалки и старения. В отожженном и закаленном состояниях они имеют хорошую пластичность, а после старения — высокую прочность при 20 — 25 °С и повышенных температурах. При этом, чем больше /3-фазы содержится в структуре сплава, тем он прочнее в отожженном состоянии и сильнее упрочняется при термической обработке. По структуре, получаемой в (а + /3)-сплавах после закалки, их подразделяют на два класса: мартенситный и переходный (рис. 14.11).