Диаграммы фазового равновесия в металлургии

Райнз Ф.

Металлургиздат, 1960 г.

СООТНОШЕНИЯ МЕЖДУ СТРОЕНИЕМ СПЛАВА И ФИЗИЧЕСКИМИ СВОЙСТВАМИ

Современное физическое металловедение еще не располагает общими законами, связывающими фазовое равновесие с физическими и механическими свойствами сплавов. Тем не менее опыт показывает, что у металлических систем со сходными диаграммами равновесия имеется поразительное сходство в структуре и свойствах.

Одним из наиболее отчетливых соотношений является связь свойств с изменением структуры, которые сплав претерпевает при изменениях температуры, например в процессе обработки. Конечно, в процессе обычных технологических операций истинное равновесие достигается редко. Скорости нагрева и охлаждения обычно слишком велики, длительности горячих обработок слишком малы, а фазовые превращения имеют слишком малые скорости, чтобы могло быть достигнуто окончательное равновесие. Однако при каждом изменении проявляется тенденция к установлению равновесия. Поэтому направление изменения может быть определено из диаграммы фазового равновесия; оценка же вероятной степени приближения к равновесию делается на основе опыта.

Значение диаграмм фазового равновесия

Из того, что было сказано в этой вводной главе, можно видеть, что применение диаграмм равновесия для описания фазовых превращений в сплавах имеет три следующих значительных преимущества:

Условия, при которых происходят фазовые превращения, могут быть описаны просто, понятно и компактно для большого числа сплавов различного состава.

1. Существование определенных закономерностей построения диаграмм значительно снижает число экспериментов, необходимых для определения фазового состояния целой серии сплавов.
2. Нахождение приближенных соотношений между фазовым состоянием сплавов, их структурой и свойствами делает диаграмму равновесия неоценимым пособием для управления металлургическими процессами.

ИНТЕРПРЕТАЦИЯ СЛОЖНЫХ ДИАГРАММ РАВНОВЕСИЯ

Предсказание хода превращений и конечной структуры сплава в системах сложной конструкции отличается от простых систем лишь необходимостью учитывать последовательность частичных или полных превращений. Этот вопрос был отчасти рассмотрен в прежних главах. Напомним, например, что после завершения монотектического распада (гл VI) жидкая фаза 1 остается распределенной в порах твердой а-фазы; при последующем охлаждении эта жидкость претерпевает эвтектическую реакцию, тогда как α-фаза остается без изменений.

Принцип интерпретации, иллюстрацией которого служит приведенный выше пример, может быть высказан так: при каждом последующем фазовом изменении, связанном с изменением температуры, сплав разбивается на различные структурные составляющие, причем структурная составляющая каждого вида имеет свой состав (или наоборот — две фазы могут превратиться в одну). Далее каждая структурная составляющая ведет себя в соответствии с ее составом, проходя превращения, которые диаграмма равновесия предсказывает для данного состава. Если состав изменяется непрерывно, как в ликвированном твердом растворе, то каждый тонкий слой с приблизительно постоянным составом следует рассматривать изолированно.

На изменения, сопровождающие повышение и понижение температуры, накладывается постоянная тенденция к установлению гетерогенного равновесия между различными составляющими путем диффузии. Чем выше температура и чем медленнее она изменяется, тем более значительной становится роль этого фактора.

В настоящее время нет возможности дать количественный анализ относительного влияния этих факторов для какой-либо сложной системы. В лучшем случае можно рассчитывать на качественное описание процесса последовательных превращений. Пусть, например, железоуглеродистый сплав с 0,6% С заливают в форму и медленно охлаждают до комнатной температуры; при этом произойдет ряд превращений (рис. 95).

Начиная от температуры ликвидус, появится ликвированная γ-фаза, которая после полного затвердевания будет иметь 0,3—0,75% С. Слои разного состава достигнет у-границы а + γ-области в различных точках (по составу и температуре) и будут ® соответствии с этим испытывать дальнейшие превращения. Слой состава а выделит большое количество предэвтектоидной фазы а и малое количество звтектоидного перлита, в то время как слой состава в выделит мало фазы а и много эвтектоида. Поведение промежуточных по составу слоев будет промежуточным. Поэтому ликвированная структура исходного у-раствора вызовет неравномерное распределение составляющих при последующем превращении.

Этот эффект ярко выражен на примере рис. 96, где показана полосчатая структура, образовавшаяся вследствие дендритной ликвации в стали с 0,3% С. Светлые участки состоят в основном из α-фазы, а темные—из перлита.

Каждое сочетание фазовых превращений дает, очевидно, свой результат, чем и объясняется многообразие структур металлических систем. Однако распознавание этих структур не представит особых трудностей, если рассматривать все фазовые превращения поочередно.

Изотермическая диффузия в сложных системах не имеет чего-либо специфического. Примером служит рис. 97, где показана структура, полученная при контакте кусков меди и цинка при 400° в течение нескольких дней. Можно видеть, что в «сплаве» имеются слои, отвечающие всем однофазным областям, полученным при пересечении диаграммы равновесия горизонтальной линией при 400°. Слои, отвечающие двухфазным областям, не наблюдаются. Эти области представлены в образце поверхностями раздела однофазных слоев. Следует, однако, отметить, что если дать возможность продолжаться диффузии до установления равновесия, в образце останется не более двух слоев. Это будет соответствовать тем двум существующим фазам, которые определяются средним составом образца. Действительно, при равновесии структура диффузионного образца может быть определена на основании правила рычага по коноде, пересекающей средний состав при температуре диффузии. Если средний состав попадает в однофазную область, «сплав» в равновесии будет состоять только из одной фазы.

Отсутствие двухфазных слоев в структурах, полученных изотермической диффузией, является результатом того, чго для протекания диффузии необходим градиент концентрации. В двухфазном сплаве каждая фаза стремится к определенному равновесному составу, определяющемуся соответствующей конодой, а в двухфазном слое градиент концентрации

ТРЕУГОЛЬНИК ГИББСА

Простейший способ изображения тройного состава — равносторонний треугольник. Другие системы координат, применяющиеся в отдельных случаях, в этой книге не рассматриваются. На треугольнике Гиббса, представляющем собой равносторонний треугольник, три чистых металлических компонента находятся в углах Л, В и С (рис. 98). Двойные составы откладываются на сторонах (двойные системы АВ, АС и ВС). Составы тройных сплавов изображаются внутри треугольника, например точкой Р (рис. 98).

Если через точку Р провести прямые, параллельные каждой стороне треугольника, они образуют три меньших равносторонних треугольника: ааа, bbb, ссс. Сумма длин девяти сторон этих трех треугольников равна сумме длин трех сторон большого треугольника АВС, внутри которого эти малые треугольники находятся. Сумма длин трех сторон этих треугольников (по одной стороне от каждого) равна длине одной стороны большого треугольника а + b + с = АВ — АС = ВС. Также сумма высот малых треугольников равна высоте большого треугольника а' + Ь' + с' = АХ.

Если одну сторону треугольника Гиббса разделить на 100 равных частей, представляющих 100% по концентрационной шкале двухкомпонентных сплавов, то окажется, что состав в точке Р можно измерять в тех же единицах. Пусть длина а представляет процентное содержание А в сплаве Р, длина b — процентное содержание В, а длина с — содержание С Поскольку сумма этих длин равна длине стороны треугольника Тиббса, а вместе они составляют 100%, очевидно, что 1 % будет иметь одну и ту же длину, независимо от того, будет ли он измерен по краю диаграммы или вдоль любой линии, параллельной этому краю. Аналогичный результат можно получить, пользуясь высотами, но это менее удобно. Необходимо заметить, что при всех случаях процентное содержание А измеряется отрезками, удаленными от угла А (аналогично — % В и % С).

Для удобства определения состава можно провести в равностороннем треугольнике линии, параллельные его сторонам (рис. 99). Тогда состав можно отсчитывать непосредственно: например, Р = 20% А + 70% В+10% С. В точке Р процентное содержание А представлено отрезком Ра (или, что то же самое, Ра') длиной в 20 единиц; содержание В — отрезком Рь (или Рb') длиной 70 единиц; и содержание С — отрезком Рс (или Pc') длиной 10 единиц.