Построение схем-графиков режимов назначенных видов структурной обработки

2.5 Построение схем-графиков режимов назначенных видов структурной обработки.

Рис.2 Схема-график режима гомогенизирующего отжига сплава Сu + 2,3 % Ве.

Рис. 3 Схема-график режима рекристаллизационного отжига.

Рис. 4 Схема-график режима отжига II-го рода (гетерогенизационного и с фазовой перекристаллизацией сплава).

Рис. 5 Схема-график режима закалки.

Рис. 6 Схема-график режима старения сплава Сu + 2,3 % Ве.

Рис. 7 Схема-график режима отпуска сплава Сu + 2,3 % Ве.

Рис. 8 Схема-график режима ВТМО стареющего сплава Сu + 2,3 % Ве.

Рис. 9 Схема-график режима НТМО стареющего сплава Сu + 2,3 % Ве.

 Рис.10 Схема-график режима механико-термической обработки.

Рис. 11 Схема-график режима химико-термической обработки с закалкой на пересыщенный твердый раствор сплава Сu+ 2,3 % Ве.

2.6 Фазовые и структурные превращение в процессе назначения СО.

Гомогенизирующий отжиг.

При этой обработке идет выравнивание химического состава по телу зурна (дендрита). Иногда данный отжиг называют диффузионным, т.к. в основе его лежит диффузия. В начале выдержки скопления g располагаются на границах дендритных ячеек, в центре a - фаза. В течение выдержки концентрация выравнивается. Т.к. при отжиге охлаждение достаточно медленное, то сплав при комнатной температуре имеет структуру, в которой g равномерно распределена. Данная СО оказывает влияние на микроструктуру и тонкую структуру. С термодинамической точки зрения данный отжиг является процессом энтропийным , т.е. осуществляется переход от неоднородного к однородному раствору по концентрации. Причем энтропия в данном случае возрастает с приближением к равновесию концентраций, что повышает скорость процесса. Наиболее интенсивно гомогенизация протекает в начальный период отжига. Повышение температуры отжига действует эффективнее увеличения времени. Данная СО применяется для повышения коррозионной стойкости сплава, улучшения обрабатываемости и др.

Рекристаллизационный отжиг

Данный отжиг является процессом многостадийным. При нагреве холодно деформируемого сплава происходят следующие термодинамические процессы:

1) движущей силой первичной рекристаллизации является уменьшение плотности дислокаций, а силой тормозящей этот процесс является увеличение поверхностной энергии;

2) на стадии собирательной рекристаллизации и если есть вторичной рекристаллизации термодинамической силой является уменьшение поверхностной энергии;

3) если при нагреве холодно деформируемого сплава происходит полигонизация, то термодинамической силой является не столько снижение плотности дислокаций, сколько изменение дислокационной структуры. При нагреве холодно деформируемого сплава конкурирующим процессом при рекристаллизации является нормализация. При рекристаллизации происходит движение сплошной границы превращений, которая “очищает” сплав от дефектов кристаллизационного строения, в частности дислокаций. При данной обработке сплав разупрочняется, зерна становятся разделены большеугловыми границами. Т.к. при отжиге охлаждение достаточно медленное, то сплав имеет при комнатной температуре структуру из довольно правильных, равноосных кристаллов. Размер зерна зависит от степени деформации температуры нагрева и времени выдержки. Предпочтительна мелкозернистая структура. При данной СО изменения в структуре происходит на уровне тонкой, микроструктуры, атомно-кристаллической структуры в связи с применением кристаллизационной направленностью (тип решетки не меняется). Причем ведущей является изменение тонкой структуры, т.к. ее изменение вызывает все остальные изменения. Данная СО применяется для разупрочнения, повышения технологической пластичности и ползучести определенного типа текстуры.

 

Гетерогенизационный отжиг

При нагреве в сплаве идет реакция a + g ® a. Относительно количество фазы, которая полностью переходит в твердый раствор при нагреве и выделяется при обратном медленном охлаждении (по реакции a ® a+g), обычно не превышает 10 -15 % от всего объема сплава. Для данного сплава возможна частичная перекристаллизация избыточной фазы. В начале изотермической выдержки частично растворяется избыточная фаза и увеличивается концентрация растворенного компонента. Т.о. идут два процесса:

1) процесс концентрационного перераспределения Ве между фазами a и g;

2) процесс перестройки решетки Ве в решетку Сu.

Процесс идет путем образования и роста зародышей фазы a . Эти зародыши возникают только гетерогенным путем на межфазной поверхности раздела. При росте зародышей a- фазы g- фаза уничтожается. После первой стадии превращения концентрация раствора неоднородна, поэтому идет гомогенизация твердого раствора a. Возможна третья стадия — собирательная рекристаллизация.

В процессе охлаждения протекают аналогичные процессы:

1. Диффузионное перераспределение Ве между фазами.

2. Перестройка решетки a фазы в g .

В зависимости от степени переохлаждения определяется зарождение зародышей (малое переохлаждение - гетерогенное зарождение по границам зерен, большое - зарождение на вакансиях и т.д.). При достаточно длительной выдержке твердый раствор оказывается насыщенным Ве, согласно линии ограниченной растворимости. Сплав остается гетерофазным при нагреве и охлаждении. Данный отжиг оказывает влияние на микроструктуру и тонкую структуру.

Данная СО применяется как смягчающая обработка для деформированных полуфабрикатов, для повышения технологической пластичности, для повышения коррозионной стойкости .

Отжиг с фазовой перекристаллизацией.

С эвтектоидным превращением.

Эвтектоидная реакция представляет собой сложную фазовую реакцию,

состоящую обычно из двух элементарных:

1. полиморфное превращение;

2. растворение- выделение.

Данная СО слабо изучена в системе Сu - Ве. Превращение при нагреве развивается по диффузионному механизму, причем наиболее выражена диффузия Ве, т.к.:

1. Необходимость диффузии Ве обусловлена необходимостью перераспределения концентраций Ве между фазами и образованием твердого раствора.

2. Только насыщение a до равновесного содержания в ней Ве обуславливает термодинамическую стабильность a ниже Т_эвт для чистого компонента.

Значение диффузии атомов Сu выражено в меньшей степени, т.к. изменение концентрации атомов Сu в ходе этого превращения не требуется или требуется очень мало. Данное превращение является многостадийным:

1. Образование зародышей b на межфазной границе a и b.

2. Рост b-фазы в направлении одновременно обоих фаз. Он заканчивается полным превращением g®b.

3. Растворение a в b.

В процессе этих реакций происходит две перестройки кристаллической решетки a®b и g®b. После завершения ФП начинаются пост фазовые СП. Поэтому продолжение процесса выглядит так:

4. Гомогенизация (выравнивание содержания Ве в b- фазе).

5. Рост зерна- b или собирательная рекристаллизация зерен-b.

Т.к. процесс включает полиморфное превращение, а удельные объемы a и b различны ( V_уд.a= V_уд.b ), то в ходе превращения при нагреве может наблюдаться явление фазового наклепа, т.е. пластическая деформация образовавшейся фазы b.

При охлаждении:

1. Получаем однородные кристаллы твердого раствора, гетерофазного.

2. Структура с однородным по объему содержанием Ве двух получившихся фаз имеет резко различное содержание Ве.

3. Происходит изменение кристаллической решетки. Т.о. превращение при охлаждении включает:

Ø полиморфное;

Ø выделение;

Ø диффузия Ве.

При выделении g из b появление зародышей начинается на границе. Размер конечного зерна зависит от размера исходного зерна. Структура меняется на уровне микроструктуры, тонкой и атомно-кристаллической структур. Т.о. после медленного охлаждения получают g-зерна не благоприятные к глубокой вытяжке. Т.е. сплав теряет свою пластичность. Это явление можно устранить путем довольно быстрого охлаждения. Скорее всего, именно из-за образования такой структуры этот вид отжига не получил широкого применения. Данная СО может применяться для устранения пороков структуры, возникших при предыдущей обработке ( литье, горячая деформация, сварка); смягчение сплава перед последующей операцией ( резание) и уменьшения напряжений, если данная структура является конечной.

Закалка.

Особенночтью полной закалки в данном сплаве является то, что идет и ФП в процессе охлаждения по бездиффузионному механизму (если скорости не настолько велики чтобы проскочить его), и изменяется термодинамическая стабильность твердого раствора ( из термодинамически стабильного при температуре нагрева превращения в состояние метастабильное в процессе охлаждения). Метастабильность закаленного твердого раствора определяется степенью его пересыщения относительно, равновесной концентрации. Т.о. при нагреве довольно быстро происходит растворения g- фазы и при довольном быстром охлаждении получается структура с малым содержанием g - фазы. СП при данной закалке происходят на уровне тонкой структуры т.к. атомы Ве замещают атомы Cu в твердом растворе. Из-за избытка упругой энергии, возникают остаточные напряжения. Т.о. при закалке повышается концентрация точечных дефектов.

Основное назначение закалки - подготовка сплава к старению. Часто данную закалку используют как промежуточную смягчающую операцию перед холодной деформацией (НТМО или МТО). Иногда закалка служит окончательной термообработкой для придания изделию необходимого комплекса свойств.

Старение.

В закаленном сплаве пересыщенный a - раствор содержит избыток растворенного компонента Ве. Закаленный сплав стремится прийти в более стабильное состояние, выделяя избыток растворенного компонента в виде второй фазы. Однако, т.к. данный сплав после закалки на пересыщенный твердый раствор имеет гетерофазное состояние, то старение занимает только часть объема. Что уменьшает получаемый эффект. В данном сплаве диффузионная подвижность при комнатной температуре низкая, поэтому естественного старения не происходит. Старение в общем случае протекает в несколько стадий:

1. Образование зон Гинье-Престона ( участков твердого раствора с резко повышенной концентрацией Ве).

2. Выделение метастабильной фазы g ( т.к. в данном случае меньше работа образования критического зародыша).

3. Переход в стабильное состояние метастабильной g - фазы ( образование стабильной g - фазы сопровождается растворением метастабильной g -фазы).

Дисперсные выделения склоны к укрупнению, при котором мелкие частицы исчезают, а крупные вырастают( т.е. к коагуляции), что приводит к уменьшению суммарной межфазной энергии [5]. Т.о. данная СО влияет на микроструктуру и тонкую структуру.

Данная обработка предназначена для увеличения прочностных свойств сплава. С увеличением времени старения (когда начинается переход в стабильное состояние и коагуляция g-фазы) происходит перестаривание сплава (разупрочнение).

ВТМО, НТМО сплава, закаленного на пересыщенный твердый раствор.

Сущность ВТМО состоит в том, что после горячей деформации и закалки получается пересыщенный твердый раствор с перекристаллизованной структурой, т.е. с повышенной плотностью несовершенств (границ субзерен, свободных дислокаций). В результате последующего старения сплава с такой структурой возникают повышенные механические свойства. В большинстве случаев оптимальным является выполнение минимум трех условий:

1. Получение к концу горячей деформации перекристаллизованную структуру;

2. Предотвращение возможной рекристаллизации после окончания деформации;

3. Достижение необходимой для старения степени пересыщенности твердого раствора [5].

Данная обработка влияет на микроструктуру, тонкую структуру.

Данная обработка достаточно сильно упрочняет сплав не снижая при этом пластичности [6].

Упрочнение при НТМО вызвано двумя причинами: