Основные типы диаграмм состояния

Диаграммы состояния или диаграммы фазового равновесия в удобной графической форме показывают фазовый состав сплава в зависимости от температуры и концентрации компонентов. Диаграммы состояния строят для условий равновесия или условий, достаточно близких к ним. Они дают наглядное представление о процессах, происходящих в сплавах при нагревании и охлаждении, что может быть использовано при оценке физико-химических, механических и технологических свойств сплава и позволяет рационально подойти к выбору материалов для изготовления изделий.

Диаграммы состояния двойных систем строят в координатах «концентрация компонентов — температура». Линии, соединяющие точки аналогичных превращений в системе, разграничивают области существования равновесных фаз. Каждая точка на диаграмме определяет фазовый и химический состав сплава, а также его структуру при данной температуре.

Как известно, при кристаллизации чистых металлов атомы, ранее находящиеся в жидкости хаотично, выстраиваются в определенном порядке и образуют, так называемую, кристаллическую решетку, наиболее распространенными из которых являются ОЦК, ГЦК, ГПУ. Если же в жидкости присутствуют атомы двух компонентов, то при кристаллизации возможно образование трех типов сплавов.

Первый тип сплавов — твердые растворы. В этом случае образуется кристаллическая решетка одного из компонентов (растворителя), а атомы второго компонента в этой решетке располагаются. Твердые растворы на диаграммах соответствуют областям и обозначаются греческими буквами, , и т. д.

Второй тип сплавов — химическое соединение. В этом случае образуется новая сложная кристаллическая решетка, отличающаяся от кристаллических решеток образующих ее компонентов. На диаграммах химсоединения соответствуют вертикальным линиям, и как правило, указывается формула этого соединения.

Третий тип сплавов — механические смеси. В этом случае при кристаллизации образуются одновременно 2 кристаллические решетки. Различают эвтектические и эвтектоидные механические смеси. Эвтектические образуются при кристаллизации из жидкости, Эвтектоидные — при распаде твердого раствора.

В зависимости от характера взаимодействия компонентов различают разные типы диаграмм состояния.

Рассмотрим пять основных типов диаграмм состояния.

Диаграмма состояния сплавов I рода, образующих механические смеси из чистых компонентов, представлена на рис. 5.1.

Рис 5.1 Диаграмма состояния I рода сплавов, образующих механическую смесь из чистых компонентов

Оба компонента в жидком состоянии неограниченно растворимы, а в твердом состоянии нерастворимы (или ничтожно мало растворимы) и не образуют химических реакций. На этой диаграмме линия MBN — линия ликвидус, линия ДСЕ — линия солидус. Точки М и N — температуры плавления компонентов, А и В. При охлаждении жидкого сплава I в интервале между линиями ликвидус и солидус от точки 1 до 2 происходит образование кристаллов компонента А. При охлаждении жидкого сплава II в интервале между линиями ликвидус и солидус от точки 1 до 2 происходит образование кристаллов компонента В. При достижении температуры t1, весь оставшийся жидкий сплав превращается в эвтектическую смесь, состоящую из кристаллов, А и В с химическим составом, соответствующим точке С. Точка С называется эвтектической точкой. При температуре t1 и концентрации, соответствующей точке С, до завершения кристаллизации система будет нонвариантной (С = 2 — 3 + 1 = 0).

Диаграмма состояния сплавов с неограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии (II рода) представлена на рис. 5.2.

Рис 5.2 Диаграмма состояния II рода сплавов с неограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии.

Полная взаимная растворимость в твердом состоянии возможна тогда, когда оба компонента имеют одинаковые кристаллические решетки и атомные диаметры компонентов отличаются по размерам не более чем на 15%.

Линия M1N — линия ликвидус, линия M2N — линия солидус. Точки М и N — температуры плавления компонентов, А и В. При охлаждении жидкого сплава в интервале температур между линиями ликвидус и солидус (от точки 1 до точки 2) происходит выпадение кристаллов твердого раствора разного химического состава, изменяющегося от точки С до точки 2. При медленном охлаждении концентрация всех зерен твердого раствора выравнивается за счет диффузии между кристаллами. При охлаждении сплава в интервале кристаллизации от t1 до t2 система будет моновариантной (С = 2 — 2 + 1 = 1).

Диаграмма состояния сплавов эвтектического типа с ограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии (III рода) представлена на рис. 5.3.

Рис 5.3 Диаграмма состояния Ш рода — эвтектического типа с ограниченной растворимостью компонентов в твердом состоянии

Линия MEN — линия ликвидус, линия МДECN — линя солидус. Точки М и N — температуры плавления компонентов, А и В. Точка Д — максимальная растворимость компонентов В в компоненте А. Точка С — максимальная растворимость компонента, А в компоненте В. Точка Е — эвтектическая точка. При охлаждении жидкого сплава этой концентрации до температуры t1 происходит одновременная кристаллизация твердых растворов и с образованием эвтектики, состоящей из кристаллов и .

ЖЕ > Д + с Согласно правилу фаз при температуре t1 до полного затвердевания эвтектического сплава система будет нонвариантной (С = 2 — 3 + 1 = 0).

При медленном охлаждении твердого раствора от температуры t1 до комнатной в связи с уменьшением растворимости из него будут выделяться субмикроскопические кристаллы твердого раствора (вторичные).

Диаграмма состояния сплавов с перитектическим превращением (IV рода) представлена на рис. 5.4.

Линия MCN — линия ликвидус, линия MPDN — линия солидус. Точки М и N — температуры плавления компонентов, А и В. Точка Р — перитектическая точка. Линия СРД (температура t1) — перитектическая линия. При охлаждении жидкого сплава с концентрацией F, соответствующей точке Р, ранее выпавшие кристаллы твердого раствора взаимодействуют с жидкостью и образуют новую твердую фазу — кристаллытвердого раствора.

Жс+вд>р

Рис 5.4 Диаграмма состояния с перитектикой (IV рода)

При температуре t1 система также будет нонвариантной до завершения превращения (С = 2 — 3 + 1 = 0).

В сплавах дои заперитектических при температуре перитектической реакции имеет место избыток жидкой фазы илитвердого раствора соответственно.

В интервале концентраций между точками Р и Д образуется структура из твердого раствора и, оставшегося в избытке; а между точками Р и С образуетсятвердый раствор и оставшаяся в избытке жидкость, из которой при дальнейшем охлаждении будут выделяться кристаллы .

Диаграмма состояния с устойчивыми химическими соединениями (V рода) представлена на рис. 5.5.

Рис. 5.5 Диаграмма состояния V рода с устойчивыми химическими соединениями

Линии МЕ1СЕ2N — линия ликвидус, линия mnop — линия солидус. Точки М и N — температуры плавления компонентов, А и В. Точка С — температура плавления химического соединения Аm Bn. Точки Е1 и Е2 — эвтектические точки.

Состав эвтектики Е1 будет А+АmBn, эвтектики Е2 — B+AmBn. При кристаллизации эвтектических сплавов система будет нонвариантной в обоих случаях (С = 2 — 3 + 1 = 0). Диаграмма состояния с устойчивым химическим соединением может быть представлена и в других видах, где наряду с чистыми компонентами и одним химическим соединением могут быть и твердые растворы (ограниченные и неограниченные) и другие химические соединения.

Изменения структуры и свойств металлов при пластической деформации. Рекристаллизация Деформацией называется изменение размеров и формы тела под действием внешних усилий. Различают упругую деформацию, которая исчезает после снятия нагрузки, и пластическую, которая остается после окончания действия приложенных сил.

При пластическом деформировании меняется не только внешняя форма металлического тела, но и его структура, а это влечет за собой изменение механических свойств. Под действием внешних усилий первоначально округлые зерна вытягиваются в направлении пластического течения и при больших степенях деформации могут принять форму волокон.

а б Рис. 14.1. Структура металла до деформации (а) и после (б)

Происходят изменения и во внутреннем строении каждого зерна, которое представляет собой совокупность огромного числа элементарных кристаллических ячеек и содержит дефекты кристаллического строения в виде вакансий, инородных атомов и дислокации. Наибольшее влияние на изменения в структуре и свойствах металлов оказывают дислокации. Пластическая деформация осуществляется путем скольжения одних атомных плоскостей относительно других, для чего затрачивается энергия внешних сил. Если в плоскости скольжения имеются дислокации, то затраты энергии на деформирование снижаются в десятки раз, т.к. благодаря им перескок огромного числа атомов, находящихся в плоскости скольжения, из своих узлов в соседние совершается не одновременно, а последовательно (эффект домино). Пластическое течение в этом случае осуществляется легко, пластичность металла высокая. В процессе деформирования происходит размножение дислокации за счет работы источников Франка-Рида, вследствие чего повышается их плотность с — суммарная длина дислокации в единице объема (см/см3). Если в отожженном металле плотность дислокации составляет с?106 — 108 см-2, то в холоднодеформированном при больших степенях деформаций она может достигать значения с= 1012 см-2. При такой плотности дислокациям становится тесно, они блокируют друг друга и их подвижность многократно снижается. По этой причине снижается пластичность металла и растет его прочность (рис. 14. 2).

Рис. 14.2. Влияние пластической деформации на механические свойства сплава АМг5 (при t=20вС)

Это явление получило название наклеп. При наклепе металл поглощает часть (10−15%) энергии, затраченной на деформирование, становится энергетически более напряженным. Этим объясняется изменение его физических и химических свойств: понижение коррозионной стойкости, повышение электросопротивления.

Наклепанный металл термодинамически неустойчив, стремится возвратиться в первоначальное, равновесное состояние, восстановить свою структуру и свойства. При низких температурах (не более 0,1 Тпл) этот процесс затруднен и наклепанное состояние может сохраняться довольно долго.

При нагреве пластически деформированного металла сообщаемая ему тепловая энергия повышает амплитуду колебаний атомов, вследствие чего повышается их диффузионная подвижность. При невысоком нагреве (0, 2 — 0,3 Тпл) за счет активизации процессов самодиффузии происходит перераспределение точечных и линейных дефектов в каждом зерне. Часть из них перемещается на границы зерна, часть аннигилирует, а часть перестраивается, образуя дислокационные стенки, т. е. границы субзерен. Уменьшение общей плотности дефектов строения, снижение внутренних напряжений сопровождается незначительным (на 10 — 15% от наклепанного) снижением прочностных свойств при одновременном повышении пластичности. Заметных изменений микроструктуры при таком нагреве не происходит (рис. 14. 3).

При более высоком нагреве (0,3 — 0,4 Тпл) поисходит резкое изменение микроструктуры и механических свойств. На базе вытянутых в направлении деформирования зерен (волокон) зарождаются и вырастают новые равноосные зерна с меньшим количеством дефектов. Это явление носит название рекристаллизации. Размер рекристаллизованных зерен значительно зависит от степени предшествующей пластической деформации. Как видно на рис. 14.4, он может оказаться больше или меньше первоначального. Объясняется это явление тем, что при малых (5 — 15%) деформациях возникает мало зародышей рекристаллизации и зерна вырастают очень крупными. Такую степень деформации называют критической (екр). При дальнейшем увеличении степени деформации размер рекристаллизованных зерен уменьшается. Величина зерна оказывает большое влияние на свойства металла. Мелкозернистый металл обладает повышенной прочностью и вязкостью (стойкостью к удару). Если степень деформации очень мала (меньше екр), малы искажения решетки, исходные границы между зернами не разрушены и рекристаллизации не происходит.

Во время рекристаллизации происходит снижение плотности дислокации до первоначального (106 — 118см-2) уровня и высвобождается накопленная в процессе холодной пластической деформации энергия. Наклеп практически полностью снимается, и пластичность металла восстанавливается (рис. 13.3). Наименьшую температуру начала рекристаллизации называют температурным порогом рекристаллизации. Для технически чистых металлов она составляет около 0, 4 Тпл, для очень чистых металлов до 0,1 — 0, 2 Тпл, а для сплавов возрастает до 0, 5 — 0, 6 Тпл. Чтобы обеспечить полноту снятия наклепа и высокую скорость процесса рекристаллизации, деформированный металл нагревают на 150 — 200 градусов выше порога рекристаллизации.

Если пластическую деформацию проводить выше порога рекристаллизации, то процессы наклепа и рекристаллизация будут протекать одновременно, в результате чего в деформированном металле остаточного наклепа может не быть. Такую деформацию называют горячей.

Рис. 14.3. Схема изменения свойств и структуры наклепанного металла при нагреве:

I — возврат; П — первичная рекристаллизация;

Ш — собирательная рекристаллизация; IV — вторичная рекристаллизация;

а — наклепанный металл; б — начало первичной рекристаллизации; в — завершение первичной рекристаллизации; г — собирательная рекристаллизация; д — вторичная рекристаллизация д — вторичная рекристаллизация.

Рис. 14. 4. Влияние степени холодной деформаций на величину зерна при рекристаллизации:

б0 — размер исходного зерна Во время длительной выдержки при температуре выше порога рекристаллизации будет происходить рост одних рекристаллизованных зерен за счет других. Это явление носит название собирательной рекристаллизации (рис. 13. 3, г), а его движущей силой является стремление металла как термодинамической системы, к снижению уровня зернограничной энергии. Крупнозернистый металл имеет меньшую суммарную поверхность границ, чем мелкозернистый, поэтому и уровень свободной энергии у него меньше.

Железоуглеродистые сплавы. Диаграмма железо-углерод.

Железоуглеродистые сплавы — стали и чугуны — важнейшие металлические сплавы современной техники. Производство чугуна и стали по объему превосходит производство всех других металлов вместе взятых более чем в десять раз.

Диаграмма состояния железо — углерод дает основное представление о строении железоуглеродистых сплавов — сталей и чугунов.

Начало изучению диаграммы железо — углерод положил Чернов Д. К. в 1868 году. Чернов впервые указал на существование в стали критических точек и на зависимость их положения от содержания углерода.