СВАРКА И СВАРИВАЕМЫЕ МАТЕРИАЛЫ

Термодинамика и кинетика фазовых превращений

5.3 1 Первичная кристаллизация

5.3.1 1. Гомогенная и гетерогенная кристаллизация. Первичная кристаллизация является фазовым переходом материала из жидкого в твердое состояние. Термодинамически этот переход обусловлен повышением свободной внутренней энергии мате­риала с понижением температуры, при котором энергия твер­дого состояния ниже определенной равновесной температуры То становится меньше энергии жидкого состояния. Для начала кристаллизации необходимо образование зародышей твердой фазы (или центров кристаллизации) и их устойчивый рост. Этот процесс получает развитие, если выделяющаяся объемная сво­бодная энергия становится больше энергии, необходимой для образования поверхности зародыша, а общая свободная энергия системы получает устойчивую тенденцию к понижению. При этом избыток внутренней энергии выделяется в виде теплоты кристаллизации (Qk).

В чистых металлах при идеализированных условиях затвер­девания имеет место гомогенная кристаллизация, для которой требуется существенное переохлаждение ниже Го до фактиче­ской Гпл для достижения необходимой разницы объемных сво­бодных энергий жидкого и твердого состояний. В технических металлах и реальных условиях сварки имеет место гетероген­ная кристаллизация при относительно небольшом переохлаж­дении. При этом готовыми центрами кристаллизации служат в основном оплавленные зерна основного металла, а также твер­дые частицы в реальном жидком расплаве.

Кристаллизация при сварке имеет направленный характер, обусловленный отводом теплоты в основной металл вследствие наличия градиента температур при локальном действии свароч­ных источников теплоты. В результате в сварном шве, как пра­вило, образуются столбчатые кристаллиты, растущие от поверх­ности оплавленного основного металла к центру шва. При этом основанием кристаллита в шве, как правило, служит оплавлен­ное зерно основного металла, хотя возможны случаи, когда кри­сталлит растет от нескольких близко кристаллографически ори­ентированных зерен. В определенных условиях в центральной части шва возможно образование равноосных кристаллитов. Рост кристаллитов происходит прерывисто вследствие периоди­ческого образования у фронта кристаллизации (ФК) со стороны жидкой фазы зон термического переохлаждения (чистые ме­таллы) или зон концентрационного переохлаждения (сплавы).

5 3.1.2. Кристаллизация чистых металлов При кристал­лизации чистых металлов один из вариантов образования зоны термического переохлаждения связан с выделением QK
(рис. 5.2). После затвердевания некоторого объема металла выделившаяся QK у ФК отводится как в твердую, так. и жидкую фазы. Последнее приводит к образованию пика на кривой дей­ствительной температуры (Тл) в районе ФК и появлению уча­стка в жидкости с отрицательным градиентом температуры. В результате процесс кристаллизации останавливается, при этом возможно частичное оплавление уже закристаллизовав­шейся твердой фазы. По мере отвода теплоты от удаляюще­гося сварочного источника температуры жидкой фазы на не­котором расстоянии от ФК становится ниже Тпл, т. е. образуется

Рис. 5.2. Кристаллизация чистых металлов в условиях термического переохлаждения: а — окончание кристаллизации слоя; б — остановка процесса кристаллизации; в — кри­сталлизация нового слоя; Гпли Тд—температуры плавления и действительная; QK— теплота кристаллизации; хт— зона термического переохлаждения

зона термического переохлаждения (хт). После того как Тл на ФК станет равной или несколько ниже Тпл происходит быстрый рост твердой фазы на расстоянии хт. В дальнейшем также идет прерывистый рост твердой фазы с той же периодичностью. Ве­личина хт зависит от QK, градиента Тл, условий отвода теплоты от ФК и других факторов. По мере увеличения хт возможны плоский, ячеистый или дендритный типы первичной кристалли­зации. На поверхности ФК всегда имеются микровыступы, обу­словленные выходом под углом к его поверхности кристалличе­ских плоскостей, обладающих тенденцией к преимущественному росту. При малом хт в период роста очередного слоя ФК оста­ется «квазиплоским». При относительно большом хт происхо­дит потеря устойчивости плоского ФК и кристаллизация идет путем развития и роста выступов. При развитии осей первого порядка, перпендикулярных к ФК, кристаллиты получают ячеи­стую микроструктуру, а при развитии также боковых осей второго порядка — дендритную. При плоском типе кристаллиза­ции кристаллиты представляют собой монокристаллические об­разования, разграниченные друг от друга большеугловыми гра­
ницами. При ячеистом типе кристаллизации кристаллиты пред­ставляют собой совокупность ячеек с гладкими сторонами, а при дендритном — совокупность древовидных участков, разграни­ченных малоугловыми границами (рис. 5.3). В чистых метал­лах первичная микроструктура (иногда называемая «субструк-

тура») кристаллитов металлографически выявляется очень трудно. Ее можно фиксировать по рельефу на чистых поверхно­стях швов или на шлифах по различному селективному отра­жению элементов первичной микроструктуры. Наличие даже не­значительного количества примесей, которые скапливаются на границах, существенно повышают степень выявляемости микро­структуры.

5.3.1.3. Кристаллизация сплавов. Закономерности кристалли­зации сплавов в основном определяются концентрационным пе­реохлаждением. Его образование обусловлено диффузионным перераспределением примесей у ФК и скоплением их со сто­роны жидкой фазы вследствие большей их растворимости в жидкой фазе, чем в твердой. В результате в зоне концентра­ционного уплотнения (бх) имеет место понижение температуры ликвидуса (Тл) (рис. 5.3). Протяженность б* зависит от интен­сивности диффузионного отвода примеси от ФК в жидкость (Дн) и скорости кристаллизации (икр) :'6х = Дк/икр. Величина зоны концентрационного переохлаждения (хк) определяется соотношением в распределении ТЛ (абсолютным значением градиента GL в жидкости у ФК) и Тл. В конечном итоге вели­чину хк характеризует критерий концентрационного переох­лаждения Ф = Gi/Vivр"-

Тип образующейся при кристаллизации бинарных сплавов первичной микроструктуры, как и в случае кристаллизации чи­стых металлов, зависит от величины хк и определяется соотно­шением Ф и Aco/k, где Со — концентрация примеси; k — коэффи­циент распределения примеси в жидкой и твердой фазах, А — экспериментальный коэффициент. В многокомпонентных спла­вах ориентировочно указанное соотношение может быть исполь­зовано применительно к наиболее сильно ликвирующему эле­менту, т. е. имеющего наименьшее значение k.

5.3.1.4. Схема кристаллизации сварных швов. Рост кристал­литов в сварном шве происходит нормально к фронту кристал­лизации, т. е. к изотермической поверхности кристаллизации (ИПК), соответствующей ТПЛ. Поскольку при сварке свароч­ная ванна перемещается, то ось растущего кристаллита явля­ется ортогональной траекторией к семейству ИПК, смещен­ных по оси шва. Определенные трудности заключаются в мате­матическом описании ИПК методами теории тепловых процес­сов при сварке. Для инженерных решений ИПК аппроксими­руют уравнением эллипсоида с полуосями L, Р, Я, которые со­ответствуют длине затвердевающей задней части сварочной ванны, половине ее ширины и глубине проплавления [1]. В за­висимости от схемы нагреваемого тела и типа источника теп­лоты ИПК может быть эллипсоидом с двумя равными полу­осями (точечный источник на поверхности полубесконечного тела, Р = Н), эллиптической цилиндрической поверхностью (ли­нейный источник по толщине листа, Я = 6) или частью «фиктив­ного» эллипсоида (точечный источник на поверхности плоского слоя, р<Р и h<H (рис.5.4). В первом случае имеет место объ­емный процесс кристаллизации и оси кристаллитов являются Пространственными кривыми. При этом поскольку поперечное сечение сварочной ванны является кругом (P = Я = L), то форма осей всех кристаллитов аналогична форме кристаллитов на ее

поверхности. Вершины всех кристаллитов выходят на продоль­ную ось шва на его поверхности (линию «центров»). Во втором случае имеет место плоский процесс кристаллизации, криволи­нейные оси кристаллитов располагаются в одной плоскости. Линия центров осей кристаллитов совпадает с осью 0Z. Форма

Рис. 5.4. Форма осей кристал­литов при различном очертании сварочной ванны эллипсоидного типа:

а — объемный процесс кристал­лизации, соответствующий то­чечному источнику теплоты на поверхности массивного тела; 6 — плоский процесс кристалли­зации, соответствующий линей­ному источнику по толщине листа; в — объемный процесс кристаллизации, соответствую­щий точечному источнику на поверхности листа. Н, L, Р —• полуоси эллипсоида; h, I, р — полуоси части фиктивного эл­липсоида,; д:и — изотерма кри­сталлизации; xQ — ось кристал­лита

кристаллитов идентична во всех сечениях по толщине листа. Последнее обстоятельство в обоих случаях позволяет вести экспериментальные и расчетные исследования процесса кристал­лизации на поверхности сварочной ванны. В третьем промежу­точном случае характер процесса кристаллизации, форма и длина кристаллитов изменяются по глубине сварочной ванны.

Основные соотношения, характеризующие процесс кристал­лизации шва, получены путем решения дифференциального уравнения ортогональной траектории к семейству изотерм кри­сталлизации эллиптического типа и использования выражений

к.. . 0,00 0,02 0,04 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0

ф^ . . — оо —3,605 —2,911 —1,313 —1,650 —0,299 —0,093 0,000

а и Ка в радианах.

для длины и ширины сварочной ванны [1]. Последние выведены на основе тепловой теории при сварке для быстродвижущихся источников теплоты (табл. 5.1). С помощью этих соотношений можно рассчитать критерий концентрационного переохлажде­ния Ф и ориентировочно оценить тип первичной структуры и схему кристаллизации Ка или а для заданной точки на оси кри­сталлита Х0-

Эллиптическая форма сварочной ванны соответствует сварке с небольшими скоростями (приблизительно до 20—25 м/ч), при

увеличении скорости ван­на приобретает парабо­лическую, а затем кони­ческую формы. При этом методика получения ос­новных соотношений ос­тается прежней, а вид соотношений изменяется. Следует отметить, что возможны отклонения направления осей кри­сталлитов от ортогональ­ности к ФК, которые в отдельных зонах могут достигать 30—40° в зави­симости от природы и состава сплава и режима сварки.

5.3.1.5. Химическая не­однородность в сварных швах. Важной характе­ристикой структуры ме­талла шва является мик­рохимическая неоднородность (МХН): внутрикристаллитная и межкристаллитная (или междендритная). Внутрикристаллит­ная МХН определяется соотношением конвективного и диффузи­онного отвода примеси от ФК в жидкость. У линии сплавления, где имеет место интенсивное движение расплава в ванне, в ре­зультате конвекции практически размывается концентрацион­ное уплотнение, в МНХ формируется по закономерностям, близким к закону «нормальной» ликвации. Концентрация при­меси в кристаллите по мере его роста непрерывно возрастает и в каждый момент определяется произведением текущей кон­центрации примеси в объеме жидкости и коэффициента рас­пределения ств ==£*•& (рис. 5.5). При этом следует учитывать поправку на неравновесность процессов при сварке.

В средней и хвостовой частях ванны отвод примеси от ФК происходит в основном путем диффузии в жидкую фазу. В дан­
ном случае содержание примеси в кристаллите определяется произведением концентрации примеси в концентрационном уп­лотнении у ФК и коэффициентом распределения cTB = c0/k - k, т. е. средним содержанием примеси с0. Внутрикристаллитная МХН при сварке не получает существенного развития.

Заметное влияние на формирование МХН оказывает преры­вистость процесса кристаллизации, которая характеризуется «микроскопическими» изменениями средней скорости кристал­лизации цкр: замедлением, остановкой и ускорением. При замед­лении и остановке концентрация примеси сТв приближается к равновесной cok, при ускорении процесс приближается к без - диффузионной кристаллизации, а концентрация примеси ств — к максимальной в концентрационном уплотнении c0/k (рис. 5.5). Микроскопические изменения цКр имеют регулярный характер, связанный с образованием концентрационного переохлаждения, а также нерегулярный характер, обусловленный колебаниями режима сварки, падением капель присадочного металла в ванну, механическими колебаниями свариваемого изделия и т. п. От­меченные микроскопические изменения скорости кристаллиза­ции являются причиной «слоистости» сварного шва, выявляе­мой на поверхности шлифов после травления. При нерегулярном характере изменений скорости кристаллизации на поверхности шва, как правило, появляются также геометрические наруше­ния, наблюдаемые как «чешуйчатость» шва.

Межкристаллитная МХН при ячеистом и дендритном типе кристаллизации образуется путем отвода растворенных приме­сей от вершины к подножью выступов при их росте в зоне кон­центрационного уплотнения. Концентрация примесей в межячеи - стых и междендритных зонах близка к концентрации примесей В зоне концентрационного уплотнения Со/к. Тот же уровень межкристаллитная МХН имеет и в зоне стыка двух смежных кристаллитов, так как в этом случае происходит срастание вы­ступов стыкуемых кристаллитов. В результате этого в цент­ральной части сварных швов не образуется зон с повышенной концентрацией примесей.

Распределение примесей, формируемое в процессе кристал­лизации шва, может существенно отличаться от распределения примесей в конечной структуре шва. В процессе охлаждения получают развитие процессы выравнивающей диффузии, интен­сивность которой зависит от диффузионной подвижности элемен­тов, скорости охлаждения, расстояния между зонами с повы­шенной концентрацией примесей и других факторов.

5.3.2. Фазовые превращения в твердом состоянии

5.3.2.1. Полиморфные превращения. Ряд металлов (Fe, Ті, Со и др.) имеет несколько модификаций кристаллических структур при различных температурах. Термодинамически полиморфные превращения (переход из одной модификации в другую) обу­словлены минимумом объемной свободной внутренней энергии той или иной модификации в соответствующих температурных интервалах. Превращения в зависимости от условий охлажде­ния могут иметь диффузионный или мартенситный характер.

Диффузионные превращения. Диффузионные пре­вращения происходят по механизму «образование и рост новой фазы». Образование зародыша происходит с увеличением сво­бодной энергии системы, равной Уз поверхностной энергии заро­дыша (остальные две трети компенсируются уменьшением объ­емной свободной энергии). Возникновение зародышей обеспечи­вается за счет флуктуационного повышения энергии в отдельных группах атомов. При превращении в сплавах для образования зародыша необходимо также наличие флуктуации концентрации растворенного элемента. Это условие затрудняет образование зародышей новой фазы, особенно если ее состав сильно отлича­ется от исходной. При превращении в твердом состоянии обра­зование зародышей также тормозится упругой деформацией фаз. Последняя обусловлена различием удельных объемов ис­ходной и образующихся фаз. Энергия упругой деформации уве­личивает свободную энергию подобно поверхностной энергии.

Среди образовавшихся зародышей способностью к дальней­шему росту обладают зародыши, размер которых равен или пре­вышает критический. В этом случае баланс поверхностной и объемной энергий получает отрицательное значение и рост но­вой фазы происходит с уменьшением свободной энергии си­стемы. Критический размер зародышей уменьшается с увели­чением степени переохлаждения (или перегрева) по отношению к равновесной температуре Г0, при которой объемные свобод­ные энергии фаз равны. При этом скорость образования заро­дышей также будет уменьшаться, так как с понижением тем­пературы снижается диффузионная подвижность атомов, необ­ходимая для формирования зародыша новой фазы. Зависи­мость вероятности образования новой фазы от степени пере­охлаждения будет иметь максимум, при нагреве вероятность будет монотонно возрастать с увеличением степени перегрева.

При росте новой фазы изменение составляющих свободной энергии- аналогично изменениям при образовании зародышей. Поэтому зависимость линейной скорости роста новой фазы от степени переохлаждения также имеет максимум, но сдвинутый в сторону меньших переохлаждений. Общая скорость фазового превращения определяется суммой скоростей зарождения и ро­ста новой фазы.

При постоянной температуре ниже (или выше) Т0 процесс превращения протекает изотермически и количество новой фазы увеличивается со временем. Кинетика фазовых превращений при различных степенях переохлаждения описывается изотермиче - сними диаграммами превращения, называемыми также С-об - разными диаграммами превращения. Фазовое превращение в ус­ловиях непрерывного охлаждения или нагрева подчиняется тем же основным закономерностям, что и изотермическое превра­щение. Условно превращение при непрерывном изменении тем­пературы можно рассматривать как серию многочисленных изо­термических превращений при последовательно меняющихся температурах. В этом случае кинетика фазового превращения описывается анизотермической диаграммой превращения (рис. 5.6, а) [2].

В материаловедческой практике эти диаграммы строятся в координатах температура—время. При этом максимальная температура соответствует нагреву при термообработке (за­калке, отжигу), а время отсчитывается от момента начала ох­лаждения после выдержки при максимальной температуре. В сварочной практике нашли применение диаграммы, преобра­зованные в вид, удобный для практического использования при выборе теплового режима сварки. Во-первых, нагрев соответ­ствует сварочному термическому циклу с максимальной темпе­ратурой, близкой к температуре солидуса сплава; во-вторых, характер и температура превращений даются в зависимости от скорости охлаждения при сварке. В диаграммах для сталей приняты скорость охлаждения в диапазоне 600—500 °С (t06s) или время охлаждения от 800—500 °С (fe/s). Такие диаграммы получили название анизотермических диаграмм распада аусте - нита при сварке — АРА (рис. 5.6,6) [3].

Примером превращения диффузионного типа является пер­литное превращение при распаде аустенита при сварке низко­углеродистых и низколегированных сталей. Одной из характери­стик перлитной структуры является окончательный размер ко­лоний (перлитных зерен). Чем меньше размер аустенитных зерен и ниже температура превращения, тем меньше размер перлитных зерен. С уменьшением их размера механические свойства структуры улучшаются.

Мартенситные превращения. Мартенситное пре­вращение происходит путем совместного (кооперативного) пе­ремещения многих атомов. Результирующее перемещение сво­дится к тому, что ряд элементарных ячеек исходной фазы как бы однородно пластически деформируется, переходя в ряд эле­ментарных ячеек новой фазы. Мартенситное превращение назы­вают бездиффузионным или сдвиговым.

Превращение начинается и заканчивается при достижении определенных фиксируемых температур Г„н и Гмк при значи­тельном переохлаждении ниже Го. В отличие от диффузионных превращений при мартенситном превращении Гмн и Гмк не за­висят от скорости охлаждения. Поэтому они на диаграмме фа­зовых превращений выражаются горизонтальными прямыми (рис. 5.6). При этом превращение* начинается сразу после дости­жения Гмн, т. е. без инкубационного периода. После мартенсит - ного превращения всегда остается некоторое количество непре - вращенной исходной фазы, несмотря на охлаждение ниже Гмк. При постоянной температуре в интервале Тмн—Тмк происходит быстрое превращение определенной доли исходной фазы, после

Рис 5 6. Анизотропическая диаграмма превращения в стали 45 в координатах «тем­пература—время» (а) и «температура — скорость охлаждения» (б) (диаграмма АРА) (2). А. Ф, П, Б и М — соответственно аустенит, феррит, перлит, бейнит и мартенсит чего превращение прекращается. При снижении температуры образовавшиеся ранее участки мартенситной фазы обычно не растут, а образуются ее новые участки. Превращение начина­ется внезапно и происходит с очень большой скоростью, кото­рая практически не зависит от температуры. Степень превра­щения зависит от температуры и не увеличивается со временем пребывания при данной температуре.

Мартенситное превращение характерно для сплавов, претер­певающих при охлаждении в твердом состоянии после сварки и термообработки полиморфные превращения. Мартенситное превращение имеет место при сварке среднеуглеродистых и ле­гированных сталей на малых погонных энергиях без примене­ния подогрева. Мартенситная а'-фаза образуется при сварке титановых сплавов в широком диапазоне тепловых режимов [4].

В зависимости от внутреннего строения различают следую­щие типы мартенсита в стали: пластинчатый и пакетный [5]. Пластинчатый мартенсит также называют игольчатым, низко­температурным и двойниковым. Он образуется в высокоугле­родистых и среднеуглеродистых легированных сталях. Имеет форму тонких линзообразных пластин с двойниковыми прослой­ками в средней части.

Пакетный мартенсит, также называемый реечным, массив­ным, высокотемпературным и недвойниковым (дислокацион­ным), имеет форму примерно одинаково ориентированных тон­ких пластин (реек). Они образуют плотный более или менее равноосный пакет. Ширина реек 0,1—1,0 мкм, поэтому оптиче­ской металлографией выявляются только их пакеты. По этой причине пакетный мартенсит получил название массивного. Па­кетный мартенсит образуется в большинстве низкоуглероди­стых легированных сталей. Тип мартенсита определяет его механические и технологические свойства. Например, пластинча­тый мартенсит в околошовной зоне более склонен к образова­нию холодных трещин, чем пакетный. Это связано с тем, что у вершины двойниковой пластины создаются дислокации высо­кой плотности и высокий уровень микронапряжений.

5.3.2.2. Выделение фаз при распаде твердых растворов. Рас­пад твердых растворов с выделением фаз является диффузион­ным превращением и происходит по механизму «образование и рост зародышей». Имеет определенные особенности по сравне­нию с полиморфным превращением. Помимо затрат выделив­шейся объемной свободной энергии на приращение поверхно­стной энергии и компенсацию энергии упругих деформаций, образование зародышей сильно тормозится необходимостью больших флуктуаций концентрации растворенного элемента. По­этому для начала распада требуются весьма большие степени переохлаждения (пересыщения) и длительные выдержки при соответствующих температурах.

При медленном охлаждении и относительно малой степени переохлаждения образуются близкие к равновесию стабиль­ные 0-фазы с некогерентными границами раздела. Для них ха­рактерно гетерогенное зарождение на высокоугловых границах зерен и скоплениях вакансий (кластерах). В результате воз­можно образование сетки выделяющейся фазы на границах зерен.

При ускорении охлаждения и больших степенях переохлаж­дения вместо стабильной 0-фазы часто образуется метаста - бильная 0'-фаза, содержащая обычно меньше растворенного компонента, чем в стабильной. 0'-фаза зарождается гетерогенно предпочтительно на малоугловых границах блоков внутри зе­рен, скоплениях вакансий и отдельных дислокациях. Она имеет полностью или частично когерентные границы раздела. Возник­новение метастабильных фаз обусловлено меньшей величиной энергетического барьера при их зарождении, чем стабильных. Кроме того, для возникновения метастабильной фазы требу­ются меньшие концентрационные флуктуации. При длительной выдержке может произойти переход в' в 0, в результате чего будет достигнуто равновесное состояние сплава с минималь­ной свободной энергией.

При высоких (закалочных) скоростях охлаждения и степе­нях переохлаждения в некоторых сплавах типа твердых раство­ров замещения (алюминиевых, медных, никелевых и др.) обра­зуются особого рода метастабильные фазы, представляющие собой локальные зоны с повышенной концентрацией легирую­щего элемента. Из-за различия в атомных диаметрах металла - растворителя и легирующего элемента его скопление вызывает местное изменение межплоскостных расстояний. Эти зоны на­зывают зонами Гинье-Престона (ГП). Учитывая то, что тип решетки не изменяется, зоны ГП часто называют предвыделе - ниями. Они имеют форму тонких пластин или дисков и размеры порядка 10~3—10-2 мкм. Границы их раздела полностью коге­рентны. Поэтому поверхностная энергия зон пренебрежимо мала. У зон малого размера энергия упругих искажений ре­шетки также мала. Поэтому энергетический барьер для их за­рождения весьма не велик. Зоны ГП зарождаются гомогенно на концентрационных флуктуациях. Особенностью образования зон ГП является быстрота и безинкубационность их возникно­вения даже при комнатной и отрицательной температурах. Это обусловлено повышенной диффузионной подвижностью леги­рующих элементов, которая связывается с пересыщением сплава вакансиями при закалке.

Процессы выделения зон ГП, метастабильной и стабильной фаз характеризуются своими С-образными кривыми в координа­тах температуры — время (рис. 5.7). Каждому виду фазы соот­ветствует своя температура сольвуса, ниже которой происходит

их выделение (7’гп<7'е'<7'е). При Т<Тхп выделение проис­ходит в очередности П, 0' и 0. При этом возможно незави­симое образование фаз, а также зарождение на ранее образо- ваннойфазе (0' на ГП, 0 на 0') или прямое превращение менее

стабильных выделений в более стабильные. При больших сте­пенях пйреохлаждения распад твердого раствора может про­

должаться длительное время, иногда месяцами и даже годами. Процесс выделения мелкодисперсных избыточных фаз (зон ГП и 0') в сильно переохлажденных растворах называется естест­венным стдрением или дисперсным упрочнением. Примером мо­жет служить термическая обработка А1—Си—Mg сплавов (дур - алюмннов) закалка и есте­ственное старение. В результа­те образуются зоны ГП, обо­гащенные Си и Mg, и фазы типа CuMgAb.

Выделение фаз из зака­ленных пересыщенных твер­дых растворов существенно ускоряется при их нагреве.

Таким процессом является ис­кусственное старение. Ориен­тировочно температура искус­ственного старения Тст для получения максимальной

прочности и твердости:

Тст« (0,5—0,6) Тпл К, где Г™ — температура плавления металла.

Нагрев свыше Тст приводит к перестариванию. При этом прочностные свойства снижаются, а пластические свойства про­должают слабо снижаться. Последнее вызвано укрупнением (коагуляцией) частиц фаз и уменьшению их числа в единице объема. Другой процесс при перестаривании — переход мета- стабильных фаз в стабильные и замена когерентных границ раз­дела некогерентными.

Старение закаленных сплавов также называют термическим (закалочным). Существует еще разновидность старения, назы­ваемого деформационным. Деформационное старение развива­ется после холодной деформации при последующей выдержке при комнатной температуре и особенно при нагреве до невысо­ких температур (например, для технического железа до 470 К). Деформационное старение возможно как в слабо пересыщен­ных, так и равновесных сплавах типа твердых растворов внед­рения, в которых не имеет место закалочное старение (напри­мер, в железе с содержанием углерода менее 0,006 % и азота менее 0,01 %). Механизм деформационного старения отличен от закалочного. Деформационное старение связано не с выде-

лением какой-либо фазы, а с сегрегацией растворенного эле­мента на дислокациях, образовавшихся в процессе деформа­ции. На них образуются облака Коттрелла. При последующей пластической деформации для движения дислокаций /необхо­димо вырывание их из облаков Коттрелла. Последнее/требует повышения усилий для деформирования, что и служит рричиной упрочнения сплава. /

мацией, называется стат

Старение, развивающееся в процессе пластической деформации, называется динамическим. Условием динамического старения является определенное соотношение между скоростями дефор­мации и диффузионным перемещением растворенных атомов. В данном случае происходит блокировка растворенными ато­мами дислокаций, движение которых при деформировании по каким-либо причинам замедляется, что служит причиной упроч­нения. Указанное выше соотношение устанавливается при оп­ределенных температурах, например для низкоуглеродистон стали в диапазоне 250—400 °С. Частичное охрупчивание стали при этих температурах называется синеломкостью.

Выделение фаз характерно при отпуске закаленных на мар; тенсит углеродистых и легированных сталей. По мере нагрева стали до температур в интервале 100—700 °С происходит распад метастабильного пересыщенного а-твердвго раствора с по­следовательным выделением е-карбида (вероятно РегС) и це­ментита Fe3C. Повышение температуры отпуска приводит к ко­агуляции и сфероидизации карбидов. При температурах, близ­ких к Ас, образуется грубая ферритно-карбидная структура. При нагреве сплавов в виде смеси фаз выше температуры, при которой концентрация растворенного элемента становится меньше предела растворимости, происходит фазовое превраще­ние, заключающееся в растворении избыточной фазы. Этим пре­вращениям подвержены сплавы с переменной ограниченной рас­творимостью, образующие при высоких температурах ненасы­щенные твердые растворы. На температуру и интенсивность растворения оказывают влияние размеры и форма частиц избы­точной фазы. Чем дисперснеє частицы, чем больше радиус кри­визны поверхности частиц, тем быстрее они растворяются. Пло­ские иглообразные частицы растворяются скорее, чем сфериче­ские. В условиях ускоренного нагрева, например при сварке, температуры начала и конца растворения существенно повы­шаются.