РЕДАКТОРА ПЕРЕВОДА
Разработка высокоэффективных материалов, новейших технологий их получения и
применения является важнейшим фактором развития практически всех ведущих отрас-
лей, в том числе авиастроения, ракетно-космического производства, машиностроения,
станкостроения, инструментальной промышленности и многих других. Чтобы обеспе-
чить высокие требования, предъявляемые к новейшим конструкционным материалам,
их созданию предшествует проведение широких поисковых и фундаментальных иссле-
дований. Качественное выполнение этих задач возможно только крупнейшими науч-
ными центрами, имеющими многолетний опыт работы, мощный кадровый научный
потенциал и современную экспериментально-технологическую базу.
В данной книге объединены новейшие и наиболее интересные результаты работ
ведущих мировых материаловедческих центров. Такое объединение в одной книге ре-
зультатов научных исследований самых различных ученых по всем основным направ-
лениям материаловедения является очень успешным и сделает ее настольной книгой
инженерных и научных работников, которые в своей практической деятельности свя-
заны с решением тех или иных материаловедческих проблем.
Требования, предъявляемые к материалам, крайне разнообразны и зависят от мно-
жества факторов, и поэтому для исследователей очень важно своевременно обладать
нужной информацией.
Все опубликованные в данной книге обзоры можно условно разделить на два на-
правления. В первом случае авторы идут по пути улучшения каких-либо характеристик
уже известных материалов. Во втором случае создаются принципиально новые матери-
алы с уникальным комплексом свойств. Второе направление отражено в книге доста-
точно широко, поскольку именно к этому направлению относятся все обзоры, касаю-
щиеся свойств наноматериалов. В настоящее время это направление интенсивно раз-
вивается. Растет число патентов, публикаций и обзоров по получению наноматериалов
и применению нанотехнологий, в том числе и в области создания нанокомпозитов на
основе самых различных органических и неорганических материалов. Быстрота, с ко-
торой расходятся тиражи справочников, посвященных тем или иным классам материа-
лов, показывает, что научная общественность проявляет к ним неослабевающий инте-
рес несмотря на кажущееся обилие разного рода публикаций. Это обстоятельство по-
будило авторов данной книги собрать в единое целое результаты своих исследований,
что и привело к созданию данной энциклопедии.
Затронутые в данной книге вопросы указывают на многоаспектность материаловед-
ческих проблем, решение которых возможно только на основе консолидированных
усилий различных научно-исследовательских центров.
Предлагаемая вашему вниманию книга не является справочником в классическом
понимании, поскольку в ней отражена не только справочная информация, но и резу-
льтаты самых последних достижений по тем или иным направлениям. Скорее всего
данную книгу можно отнести к современным энциклопедическим изданиям, посколь-
ку при рассмотрении различных вопросов хорошо просматривается энциклопедиче-
ский уровень представления материала. Подбор статей по каждой группе материалов
приведен таким образом, чтобы отразить общую ситуацию. Некоторая часть представ-
ленных обзоров посвящена истории создания того или иного материала. Большинство
статей отражают современное состояние проблемы. Таким образом, данная книга фак-
тически одновременно является и справочником, и энциклопедией. Она построена по
алфавитному признаку, что очень удобно, поскольку позволяет быстро осуществлять
поиск нужной информации.
Несмотря на то, что по некоторым направлениям в книге приводятся публикации
сразу же нескольких разных авторов, материал нигде не повторяется, а наоборот, одна
статья дополняет другую. Предлагаемая вашему вниманию книга имеет свой неповто-
римый «почерк», поскольку собрала уникальный авторский коллектив. Думаю, что ма-
териалы книги могут быть использованы не только в процессе выполнения инженер-
ных и научно-исследовательских работ, но и для решения общих вопросов, например,
определения наиболее перспективных научных направлений для создания материалов
с определенным комплексом свойств, при анализе допущенных ошибок, в том числе и
технологических, для решения проблем стандартизации, проблемы организации госу-
дарственного надзора, совершенствования нормативной базы и др.
Я благодарна сотрудникам издательства «Техносфера», которые сделали возможным
ознакомить отечественных специалистов с последними достижениями зарубежных уче-
ных в данной области.
Наталья Баурова,
доктор технических наук
Предисловие редактора перевода 7
ПРЕДИСЛОВИЕ
РЕДАКТОРА ЭНЦИКЛОПЕДИИ
Краткая энциклопедия по структуре материалов содержит ряд статей из периодическо-
го электронного издания Энциклопедия материалов: наука и технология (EMSAT – Encyclopedia
of Materials: Science and Technology) издательства «Эльзевир». Данное издание
появилось в 2001 году под руководством главных редакторов Юргена Бушчоу, Роберта
Канна, Мерта Флемингса, Бернарда Илшнера, Эдда Крамера и Сабхэша Махаяна. Ак-
туальность данного издания подтверждается тем, что все материалы постоянно обнов-
ляются, в том числе и в сети Интернет.
Наука и технология материалов охватывает широкий спектр знаний в области
свойств и структуры материалов. В этом контексте термин «структура» может быть
определен в различных масштабах, начиная от субатомарного (как, например, при рас-
смотрении электрических и магнитных свойств), атомарного (при рассмотрении крис-
таллических материалов), молекулярного (например, при рассмотрении полимеров), и
заканчивая, наконец, микроскопическим и макроскопическим масштабами. Весь
спектр экспериментальных технологий исследования структуры материалов в этих мас-
штабах полностью описан в Краткой энциклопедии по определению характеристик ма-
териалов, два издания которой вышли в свет под редакцией Роберта Кана.
В настоящем издании представлены восемьдесят статей из EMSAT, касающиеся ме-
таллов, полимеров, керамик и стекол, биоматериалов, дерева и бумаги, жидких крис-
таллов, а также затрагивающие ряд других важных вопросов. Те статьи EMSAT, в кото-
рых описываются лишь свойства материалов (физические, механические, химические
и т.д.), а информация по структуре рассматривается лишь поверхностно, в силу огра-
ничения на объем не приведены.
Д.В. Мартин
Оксфордский Университет, Великобритания
РУКОВОДСТВО ПО ПОЛЬЗОВАНИЮ
ЭНЦИКЛОПЕДИЕЙ
Краткая энциклопедия по структуре материалов (далее по тексту - Энциклопедия)
описывает зависимость между свойствами и структурой материалов. Информация в
ней представлена в виде ряда упорядоченных в алфавитном порядке статей по опреде-
ленным темам. Руководство содержит описание особенностей Энциклопедии, ее орга-
низации и служит для оказания помощи читателю в получении максимального объема
информации по заданной теме.
Поскольку основной целью при создании Энциклопедии явилась реализация до-
ступности материала для читателя, заголовки статей выбраны не только по основному
их содержанию, но и по возможным словосочетаниям. Для удобства работы в книге
приведен алфавитный указатель всех статей.
Статьи связаны между собой обширной системой перекрестных ссылок. В Энцикло-
педии представлены перекрестные ссылки двух основных типов: ссылки в тексте и
ссылки в конце текста. Ссылки в конце статьи служат для указания на статьи, отража-
ющие различные аспекты рассмотренной темы.
Само понятие «энциклопедия» требует от авторов и составителей намного большего
единообразия в терминологии и описании, чем при выполнении других научных работ.
Широкое мировое использование Международной системы единиц СИ предопредели-
ло ее широкое использование и в данной Энциклопедии. Однако нельзя оспаривать и
тот факт, что в некоторых научных областях используются, в основном, единицы бри-
танской системы мер и весов. В таких случаях в Энциклопедии значения приведены в
британской системе мер и весов, а затем в скобках приведены их эквиваленты в
системе СИ.
Все статьи Энциклопедии содержат библиографию, включающую список источни-
ков для получения подробной информации по теме. Каждая библиография содержит
ссылки как на общие источники, так и на источники, раскрывающие специфические
стороны вопроса. В этом случае авторами в тексте ставится ссылка в виде имени и
даты.
Имена авторов и наименования организаций, членами которых они являются, при-
ведены в Энциклопедии после блока статей в подразделе «Авторы».
А
Алюминиевые сплавы: идентификация, термическая
обработка, обозначение термической обработки
Для идентификации алюминиевых спла-
вов Ассоциацией алюминиевой промышлен-
ности США был принят четырехзначный
цифровой код. Система, используемая
для деформируемых сплавов, немного от-
личается от системы, используемой для
литейных сплавов. Однако цифра, обо-
значающая группу сплава, преимущест-
венно одна и та же. Номенклатура для
деформируемых сплавов была принята
большинством стран и в настоящее время
носит название Международная система
обозначения сплавов (IADS). Первая цифра
кода указывает систему легирования, к
которой относится сплав. Вторая цифра
обозначения указывает на порядковый
номер модификации сплава относительно
исходного сплава (в исходном — вторая
цифра «0») или свидетельствует о чистоте
сплава по примесям. Две последние циф-
ры обозначают непосредственно сплав и
дают информацию о его чистоте. Если
сплав экспериментальный, то в начале
обозначения ставят индекс «Х». Система
обозначения для деформируемых и ли-
тейных сплавов приведена в табл. 1.
Первая цифра кода для деформируе-
мых сплавов и литейных практически не
отличается, и для идентификации конк-
ретного состава служат вторые две циф-
ры. Ноль после десятичной точки иден-
тифицирует продукт, полученный литей-
ным способом. Другие цифры служат для
обозначения слитков. Серии 3XX.X заре-
зервированы для сплавов, содержащих
кремний или добавки меди и магния. Се-
рии 6ХХ.Х не используются, а серии
8ХХ.Х используются для сплавов, содер-
жащих в качестве основного легирующего
элемента олово. Для обозначения при-
месного уровня и второго легирующего
элемента используется буквенный пре-
фикс. Эти буквы присваиваются в алфа-
витной последовательности, начиная с А,
за исключением букв I, O, Q и X. Х ис-
пользуется для обозначения эксперимен-
тальных сплавов. Например, сплавы
А201.0 и А357.0 имеют большую чистоту,
чем исходные 201.0 и 357.0.
Система обозначения состояний тер-
мической обработки в качестве составной
части Международной системы обозначе-
ния сплавов также была принята боль-
шинством стран. Она используется для
обозначения всех форм деформируемых и
литейных сплавов, за исключением слит-
ков. Обозначение состояний следует за
обозначением сплава. Основное состоя-
ние обозначается буквой, а их разновид-
ности — одной или несколькими цифра-
ми, после буквы.
Табл. 1. Системы обозначения алюминиевых
сплавов
Тип сплава1 Обозначение
Деформируемые сплавы
Алюминий чистотой 99,00 %
и выше
Медь
Марганец
Кремний
Магний
Магний и кремний
Цинк
Прочие системы легирования
1ХХХ
2ХХХ
3ХХХ
4ХХХ
5ХХХ
6ХХХ
7ХХХ
8ХХХ
Литейные сплавы
Алюминий чистотой 99,00 %
и выше
Медь
Кремний с добавлением меди
и/или магния
Кремний
Магний
Цинк
Олово
Прочие системы легирования
1ХХ.Х
2ХХ.Х
3ХХ.Х
4ХХ.Х
5ХХ.Х
7ХХ.Х
8ХХ.Х
9ХХ.Х
1 Система обозначений основана на содержа-
нии алюминия или на составе основных леги-
рующих элементов сплава.
Система обозначения состояний тер-
мической обработки приведена в табл. 2.
Обозначение основных состояний:
F — после изготовления;
О — отожженное;
Н — нагартованное. За Н всегда следу-
ют две цифры или более. Первая цифра
указывает на конкретную последователь-
ность основных операций:
Н1 — только нагартованное;
Н2 — нагартованное и частично ото-
жженное;
Н3 — нагартованное и стабилизиро-
ванное.
Цифры, следующие за Н1, Н2 и Н3,
указывают на степень нагартовки. Циф-
ра 8 обозначает состояние с пределом
прочности, который достигается холод-
ной прокаткой с обжигом (температура
прокатки не превышает 50 °С) 75 % по-
сле полного отжига. Состояние между О
(отожженное) и 8 обозначается цифрами
от 1 до 7. Материал, имеющий предел
прочности посередине между состояния-
ми О и 8, обозначается циф рой 4; между
0 и 4 — циф рой 2; между 4 и 8 — циф-
рой 6. Цифрой 9 обозначается состоя-
ние, в котором предел прочности сплава
превышает прочность в состоянии Н8
минимум на 13 МПа. Для Н состояния с
двузначным обозначением, где вторая
цифра является дополнительной, стан-
дартные значения предела прочности на-
ходятся точно посередине между проч-
ностью двух соседних Н-состояний. Тре-
тий знак (цифра) указывает на некото-
рое отличие от состояния с двузначным
обозначением.
Алюминиевые сплавы: идентификация, термическая обработка 11
Табл. 2. Термическая обработка алюминиевых сплавов и обозначение ее состояний1
Буква обозначения
(говорит об основных
состояниях или условиях
термической обработки)
Первая цифра обозначения
(следует за буквой) (говорит
о разновидностях состояний
термической обработки)
Вторая цифра
обозначения
(степень
нагартовки)
F — после изготовления
О — отожженное (только для
деформируемых продуктов)
Н — нагартованное
W — закалка
Т — термическая обработка,
приводящая к стабильному
состоянию, отличному от F,
О или Н
1, только нагартованное
2, нагартованное и частично отожженное
3, нагартованное и стабилизированное
1, охлаждение с повышенной температуры
изготовления полуфабрикатов и естественное
старение к стабильному состоянию
2, отжиг
3, закалка с последующей холодной деформа-
цией
4, закалка с последующим естественным ста-
рением к стабильному состоянию
5, охлаждение с повышенной температуры
изготовления полуфабрикатов и искусствен-
ное старение
6, закалка и искусственное старение
7, закалка с последующей стабилизацией
8, закалка, холодная деформация и искусст-
венное старение
9, закалка, искусственное старение и холод-
ная деформация
10, охлаждение с повышенной температуры
изготовления, искусственное старение и хо-
лодная деформация
2, 1/4 прочности
4, 1/2 прочности
6, 3/4 прочности
8, прочное состояние
9, очень прочное со-
стояние
Алюминиевые сплавы: идентификация, термическая обработка
1 Добавляется в виде букв и цифр за обозначением сплава.
W — закалка;
Т — термическая обработка, приводя-
щая к стабильному состоянию, отлично-
му от F, О или Н.
Цифры от 1 до 10 после Т показывают
конкретную последовательность основ-
ных термических обработок:
Т1 — охлаждение с повышенной тем-
пературы изготовления полуфабрикатов и
естественное старение к стабильному со-
стоянию;
Т2 — отжиг;
Т3 — закалка с последующей холодной
деформацией;
Т4 — закалка с последующим естест-
венным старением к стабильному состоя-
нию;
Т5 — охлаждение с повышенной тем-
пературы изготовления полуфабрикатов и
искусственное старение;
Т6 — закалка и искусственное старе-
ние;
Т7 — закалка с последующей стабили-
зацией;
Т8 — закалка, холодная деформация и
искусственное старение;
Т9 — закалка, искусственное старение
и холодная деформация;
Т10 — охлаждение с повышенной тем-
пературы изготовления, искусственное
старение и холодная деформация.
Дополнительные символы к обозначе-
ниям Т1—Т10 указывают на различия в
термической обработке.
Дополнительные обозначения для
Т-состояний полуфабрикатов, подвергну-
тых деформации для снятия напряжений,
могут быть двух- и трехзначными и ста-
вятся после основного обозначения полу-
фабриката (Т551, Т6511).
Библиография
1. Aluminum Association 1993 Aluminum Standards
and Data. The Aluminum Association, Washington,
DC
2. Tarke E A Jr 1989 Heat-treatable aluminum alloys.
In: Vasudevan A K, Doherty R D (eds.) Aluminum
Alloys—Contemporary Research and Applications,
Treatise on Materials Science and Technology.
Academic Press, Boston, MA Vol. 31
Е.А. Старк-мл.
Вирджинский университет,
Шарлотсвил, Вирджиния, США
Алюминий: сплавление
Алюминий представляет собой легкий,
пластичный металл, обладающий хоро-
шей электро- и теплопроводностью.
Упрочнение алюминия возможно за счет
сплавления его с другими элементами.
Полезным химическим свойством алюми-
ния является его способность реагировать
с кислородом, в результате чего на повер-
хности металла образуется плотный слой
Al2O3, защищающий его от дальнейшего
взаимодействия с окружающей средой.
Однако если этот слой контактирует с не-
которыми другими фазами, то может воз-
никнуть пластическая деформация, раз-
рушающая или истирающая его (три-
бо-химическая реакция).
Алюминиевые сплавы делятся на тер-
мообрабатываемые и термические необ-
рабатываемые. Свойства сплавов обоих
классов зависят от их структурных харак-
теристик и могут быть связаны с разными
уровнями структуры.
1. Атомный уровень: низкая плотность
сплава из-за низкой атомной массы
(AA1 = 27). При сплавлении (например) с
магнием (AMg = 24) или литием (ALi = 7)
плотность можно уменьшить еще больше.
Другие элементы (например, кремний
(ASi = 28)) обладают меньшим эффектом.
2. Фазовый уровень: пластичность и
формуемость алюминия вследствие вы-
сокой симметрии, большой энергии де-
фекта упаковки и термодинамической
устойчивости гранецентрированной ку-
бической решетки. Другие фазы, пред-
ставляющие интерес, — твердые раст-
воры, интерметаллические соединения
(Al3Ti), неметаллические соединения
(AlN), квазикристаллы и металлические
стекла.
12 Алюминий: сплавление
3. Уровень микроструктуры: высокая
прочность дисперсно-твердеющих спла-
вов, связанная с ультрамелкой диспер-
сией частиц (d < 10 нм). Благоприятное
воздействие на прочность могут иметь и
другие микроструктурные характеристики
(например, межзеренные границы), но
они также могут оказывать отрицательное
воздействие на трещиностойкость.
1. Увеличение прочности
Низкая прочность технически чистого
алюминия ограничивает возможность его
промышленного использования. Основ-
ной задачей сплавления является увели-
чение этой прочности. Для конструкци-
онного использования обычно выбирают-
ся сплавы, обладающие наибольшей
прочностью. Данные сплавы даже могут
обладать минимальными значениями дру-
гих свойств (коррозионная стойкость,
пластичность, жесткость), если это эф-
фективно с экономической точки зрения.
Следовательно, состав сплава выбирается
таким образом, чтобы получить требуе-
мую прочность. Прочность термически
необрабатываемых сплавов достигается за
счет их упрочнения в твердом растворе.
Прочность интерметаллических фаз, об-
разующихся при отвердевании, достига-
ется за счет дислокационной подструкту-
ры (которая формируется при холодной и
горячей обработке деформируемых спла-
вов) или за счет мелкозернистой структу-
ры литейных сплавов. Повышения проч-
ности алюминиевой матрицы можно до-
стичь при добавлении элементов, раство-
ряемых в твердом состоянии (в
наибольшей степени для этой цели под-
ходит магний). Хотя упрочнение в твер-
дом растворе увеличивает прочность тех-
нически чистого алюминия в несколько
раз, конечное значение все же получается
ниже, чем то, которое требуется для про-
мышленного применения. Увеличения
прочности можно добиться за счет фаз,
образующихся при отвердевании, но
упрочнение большинства термически не-
обрабатываемых сплавов достигается на-
гартовкой при деформации сплавов. При
нагартовке повышение прочности опре-
деляется содержанием раствора, размером
зерна и объемом фаз, формируемых при
литье. Большинство термически необра-
батываемых сплавов содержат марганец,
кремний, железо и магний, как в отдель-
ности, так и во всевозможных сочета-
ниях.
Прочность термообрабатываемых спла-
вов достигается за счет однородного рас-
пределения мелкодисперсных фаз, фор-
мируемых при обработке в растворенном
состоянии, закаливании и старении. Уве-
личение прочности чистого металла или
сплавов со структурой твердого раствора
происходит за счет взаимодействия дис-
локаций с осадками и переходными осад-
ками, сформированными при старении.
Обычно прочность повышается при уве-
личении объемной доли вторых фаз, рас-
положенных в матрице. Связь между
прочностью и размером частиц зависит
от того, сдвинуты частицы или окружены
дислокациями в процессе деформации.
Когда они сдвинуты, прочность повыша-
ется при увеличении размера частицы.
Когда частицы окружены дислокациями,
прочность снижается при уменьшении
размера частицы. Уменьшение прочности
при обычном старении связано с перехо-
дом от сдвига к окружению дислокация-
ми. Данный процесс называется переста-
риванием. Наибольшим значением проч-
ности в дисперсионно-твердеющих алю-
миниевых сплавах обладают легирующие
элементы с большой растворимостью в
твердом состоянии при высоких темпера-
турах, к которым относятся: медь, литий,
магний и цинк.
2. Термически необрабатываемые сплавы
Поскольку магний обладает эффектом
упрочнения в твердом растворе, его до-
бавляют к термически необрабатываемым
деформируемым сплавам. В общем слу-
чае, сплавы со структурой твердого рас-
твора более устойчивы к коррозии, чем
двухфазные сплавы. Магний делает алю-
миний более анодным, а низколегиро-
ванные алюминиево-магниевые сплавы
обладают высокой коррозионной стойко-
стью (особенно в морской воде и щелоч-
ных растворах). Однако, когда содержа-
ние магния превышает количество, рас-
Алюминий: сплавление 13
творимое в твердом состоянии, он осаж-
дается на межзеренных границах в виде
сильно анодного Al8Mg5, что вызывает
межзерновую коррозию.
Алюминий легко соединяется с пере-
ходным металлами (титаном, ванадием,
хромом, марганцем, железом, кобальтом,
никелем и цирконием), образуя интерме-
таллические фазы, плохо растворимые или
нерастворимые в алюминиевой матрице.
Интерметаллические фазы повышают
прочность за счет улучшения нагартовки в
процессе технологических операций и за
счет измельчения структуры зерен. Улуч-
шение нагартовки интерметаллическими
фазами происходит вследствие того, что
обычно они не связаны с матрицей, явля-
ются недеформируемыми, и поэтому окру-
жаются движущимися дислокациями. Это
повышает плотность дислокаций и блоки-
рует процесс динамического восстановле-
ния. Однако интерметаллические соедине-
ния с диаметром частиц более 1 мкм, яв-
ляющиеся составляющими фазами алюми-
ниевых сплавов, нежелательны, поскольку
сокращают пластичность, трещиностой-
кость и устойчивость к образованию
и распространению усталостных трещин.
Более того, при деформации вокруг этих
крупных частиц образуются плотные
скопления дислокаций, действующие как
центры для рекристаллизации (если вы-
полняется отжиг). Подходящее распреде-
ление мелких частиц может предотвратить
рост рекристаллизованных зерен, форми-
руемых на крупных частицах. Для фор-
мирования крупных первичных фаз вы-
полняется контроль состава и скорости
охлаждения. Например, промышленные
алюминиево-магниевые сплавы часто со-
держат менее 1,25 % марганца, хотя в тех-
нически чистом алюминии можно раст-
ворить до 1,82 %. Предел 1,25 % выбран
потому, что железо, присутствующее в бо-
льшинстве алюминиевых сплавов, умень-
шает растворимость марганца в алюми-
нии. Это увеличивает вероятность образо-
вания крупных первичных частиц Al6Mn,
которые могут оказать отрицательное воз-
действие на пластичность.
Как было сказано выше, алюминий
обладает большим значением энергии де-
фекта упаковки, что способствует дина-
мическому восстановлению и образова-
нию субзерен при горячей обработке,
обеспечивая упрочнение подструктуры.
При уменьшении размера субзерна
прочность повышается. Этот размер, в
свою очередь, контролируется за счет
температуры и скорости деформации в
процессе операций горячей обработки.
Малые частицы интерметаллических сое-
динений диаметром менее 0,6 мкм, фор-
мируемые при добавлении переходных
металлов, способствуют развитию и ста-
билизации подструктуры. Частицы интер-
металлических соединений могут играть
роль дисперсионного упрочнения. Одна-
ко, когда их концентрация достигает точ-
ки, в которой механизм упрочнения на-
чинает действовать в полную силу, про-
исходит образование первичных фаз, и
пластичность снижается. Одним из мето-
дов решения данной проблемы является
быстрое отвердевание частиц с примене-
нием порошковой металлургии.
Основной добавкой для большинства
алюминиевых литейных сплавов является
кремний, поскольку он придает текучесть
эвтектическому алюминиево-кремниево-
му сплаву. Твердые частицы кремния яв-
ляются основными упрочняющими эле-
ментами термически необрабатываемых
литейных сплавов. Дополнительное уве-
личение прочности может быть достигну-
то за счет незначительных добавок маг-
ния или других элементов (например, на-
трия, который уменьшает литую микро-
структуру). Натрий также минимизирует
пористость и увеличивает пластичность.
Точный механизм, лежащий в основе
этих изменений, неизвестен. Однако из-
вестно, что натрий может подавить эвтек-
тическую температуру, тем самым увели-
чив скорость образования центров крис-
таллизации кремния, или связать фос-
форные примеси, связанные с крупными
частицами кремния. Иногда фосфор
преднамеренно добавляется в заэвтекти-
ческие алюминиево-кремниевые сплавы
для уменьшения размера первичных
кремниевых частиц. Фосфор может реа-
гировать с алюминием с образованием
малых нерастворимых частиц AlP, кото-
14 Алюминий: сплавление
рые выступают как центры кристаллиза-
ции кремниевых осадков. Для умень-
шения литой микроструктуры алюми-
ниево-кремниевых сплавов и подавле-
ния процесса формирования первичных
кремниевых частиц в заэвтектических
сплавах может быть использован строн-
ций (он повышает пластичность и жест-
кость).
3. Термообрабатываемые сплавы
Термообрабатываемые сплавы содержат
элементы, растворимость которых умень-
шается при снижении температуры. Кон-
центрация этих элементов при комнатной
и умеренно высокой температуре превы-
шает равновесие растворения в твердом
состоянии. Обычно цикл термической
обработки включает впитывание при вы-
сокой температуре (для достижения мак-
симального значения растворимости), за
которым следует охлаждение или закали-
вание для снижения температуры — с це-
лью получения твердого пересыщенного
раствора. Высокая прочность достигается
за счет старения при одной или двух про-
межуточных температурах (которое вы-
полняется для образования мелкодиспер-
сного осадка). Конечный этап выполня-
ется не только при температуре, которая
ниже температуры равновесного раство-
рения, но которая также ниже температу-
ры метастабильной зоны несмешиваемо-
сти (называется линией растворимости
зоны Гинера-Престона) — с целью полу-
чения однородного осадка. Температура
для этой линии растворимости (рис. 1)
увеличивается при повышении содержа-
ния раствора. При увеличении концент-
рации пустот в растворе также происхо-
дит повышение критической темпера-
туры.
Пересыщение пустотами обеспечивает
более быструю диффузию и более быст-
рое сосредоточение растворенных атомов,
чем это происходит для равновесных ко-
эффициентов диффузии. В дисперсион-
но-твердеющих сплавах при образовании
и росте упрочняющих осадков возможно
формирование границ разделов трех ти-
пов: когерентные, полукогерентные и не-
когерентные. В когерентной границе раз-
дела значительного различия положений
атомов не наблюдается. Однако может
быть небольшое отличие для параметра
решетки, что ведет к местным упругим
деформациям, необходимым для обеспе-
чения когерентности. Если когерентные
деформации превышают определенные
значения (что обычно происходит при
старении), то вместо когерентной грани-
цы раздела может возникнуть периодиче-
ская решетка краевых дислокаций или
структурные уступы, формирующие полу-
когерентную границу раздела. Когерент-
ные и полукогерентные частицы, в зави-
симости от несоответствия между друг
другом и матрицей, а также в зависимо-
сти от энергии межфазного взаимодейст-
вия, могут образовывать множество форм
(например, сф еры, кубы, диски и иглы).
Конечная форма частиц определяется ми-
нимальным значением энергии, затрачи-
ваемой на ее образование. Например,
когда атомное несоответствие очень
мало, образуются сферические частицы
(поскольку для данной формы отношение
площади поверхности к объему минима-
льно). Однако при большом атомном не-
соответствии частицы (для минимизации
Алюминий: сплавление 15
Линия растворимости
Линия
растворимости
зоны Гинера-Престона
Состав
Рис. 1. Фазовая диаграмма гипотетической
сплавной системы, отображающая линию
растворимости и линию растворимости
зоны Гинера-Престона. Для состава (а) T1 —
это температурный диапазон термической об-
работки раствора, а T2 — температурный
диапазон термической обработки осадка
Температура
поверхностной энергии) приобретают
форму дисков или игл. Кубы являются
промежуточной формой. Степень неупо-
рядоченности границы раздела третьего
типа равна степени неупорядоченности
большеугольной межзеренной границы.
Осаждение обычно происходит в сле-
дующей последовательности: пересыщен-
ный твердый раствор переходный оса-
док равновесный осадок. Большинство
промышленных алюминиевых сплавов
для образования упрочняющих осадков
содержат более чем одну растворенную
добавку. Если атомный размер одной
растворенной добавки больше размера
атома алюминия, то другая добавка вы-
бирается с меньшим атомным размером.
Это минимизирует внутреннюю дефор-
мацию, связанную с сосредоточением
растворенных атомов, снижает критиче-
ский размер осадка и ведет к более од-
нородному распределению упрочняющих
осадков. Прочность связана с относи-
тельным объемом этих частиц (помимо
того, что она связана с их размером).
Поэтому максимизация содержания эле-
ментов, участвующих в старении, кото-
рые могут находиться в растворенном
состоянии при температуре обработки,
помогает достичь оптимального значе-
ния прочности. Растворимость этих до-
бавок при температуре обработки не
должна превышаться, поскольку все ее
излишки формируют крупные осадки,
которые не только не повышают проч-
ность, но и могут оказать отрицательное
воздействие на трещиностойкость и
устойчивость к образованию и распро-
странению усталостных трещин.
Зачастую в процессе дисперсионного
твердения происходит образование без-
осадочных зон, смежных большеуголь-
ным межзеренным границам. Возникно-
вение безосадочных зон может быть вы-
звано двумя явлениями. Во-первых, при
равновесной концентрации пустот темпе-
ратура старения лежит выше критической
температуры. Однако когда присутствуют
лишние пустоты и пустоты, образован-
ные до старения, то температура старения
становится ниже критической. В данном
случае безосадочные зоны называются
пустото-обедненными. Во-вторых, обыч-
но образование и рост равновесной фа-
зы происходят на межзеренной границе.
В результате смежная область раствора
истощается, и происходит образование
безосадочных зон, обедненных раство-
ренным веществом. Объем безосадочных
зон обоих типов может быть минимизи-
рован за счет снижения температуры ста-
рения, в результате которого уменьшается
пересыщение раствора и происходит од-
нородное разложение. Этот процесс так-
же снижает скорость диффузии, что ведет
к образованию и росту равновесных осад-
ков. Таким образом, дисперсионно-твер-
деющие сплавы формируются в ходе двух
этапов старения: низкотемпературное
старение, за которым следует высокотем-
пературное старение. Низкотемператур-
ное старение увеличивает содержание
осадков и минимизирует образование
безосадочных зон, а высокотемператур-
ное старение ускоряет рост этих осадков.
Это позволяет достичь требуемого уровня
прочности за минимальное время. Без-
осадочные зоны оказывают отрицатель-
ное воздействие на устойчивость к корро-
зионному растрескиванию, устойчивость
к образованию усталостных трещин, пла-
стичность и трещиностойкость дисперси-
онно-твердеющих алюминиевых сплавов.
Помимо растворенных элементов, ко-
торые добавляются для образования
упрочняющих осадков, большинство про-
мышленных сплавов содержат осадки для
контроля зернистой структуры. Как было
отмечено выше, алюминий легко соеди-
няется с переходными металлами (хро-
мом, марганцем, цирконием и пр.), обра-
зуя при этом интерметаллические фазы,
нерастворимые или малорастворимые в
матрице алюминия. Ввиду слабой диффу-
зии в алюминий эти легирующие добавки
образуют очень небольшие осадки (раз-
мером менее 1 мк), причем как при от-
вердевании, так и при предварительном
нагреве. Такое распределение осадков,
называемое дисперсоидом, задерживает
или останавливает статическую рекри-
сталлизацию при обработке. Поскольку
эти осадки растянуты в цепочку в рабо-
чем направлении (процесс называется
16 Алюминий: сплавление
механическим расслоением), они также
способствуют сохранению удлиненных
или дискообразных зерен, формируемых
в процессе обработки. Средняя длина
свободного пробега дисперсоидов больше
в рабочем направлении, чем в направле-
ниях, перпендикулярных рабочему. Сле-
довательно, рост рекристаллизованных
зерен быстрее происходит в рабочем
направлении. Такие удлиненные зерна
придают материалу анизотропную харак-
теристику. Эффективность отдельного
дисперсоида при контроле зернистой
структуры зависит от его размера, распо-
ложения и когерентности. Первый термо-
обрабатываемый сплав был создан на
основе алюминиево-медной системы
Альфредом Вильмом в 1906 году. После
закалки при высокой температуре и при
старении при комнатной температуре
происходит включение атомов меди в
двухмерные дискообразные зоны Гинера-
Престона на матричных плоскостях (100).
Диаметр этих зон составляет 3—5 нм.
При температурах приблизительно 350 К
и выше происходит формирование трех-
мерных зон. В зависимости от времени и
температуры старения эти зоны могут
преобразовываться в переходную фазу ,
которая частично когерентна с матрицей.
Старение в сплавах Al—Cu описывается
последовательностью: пересыщенный б
ГПI ГПII (Al2Cu). Добав-
ление магния к алюминиево-медным
сплавам увеличивает скорость и величину
естественного старения (старения при
комнатной температуре). Основной при-
чиной этого увеличения являются слож-
ные взаимодействия между растворенны-
ми элементами и пустотами. При повы-
шенной концентрации магния процесс
разложения может измениться: пересы-
щенный б зоны ГП S S, где S —
полукогерентная метастабильная орто-
ромбическая фаза, а S — некогерентная
равновесная орторомбическая фаза. Для
образования дисперсоида Al20Cu2Mn3 в
сплавы Al—Cu—Mg добавляют марганец.
Алюминиево-медно-магниевые сплавы от-
носятся к одной из трех основных сис-
тем термообрабатываемых алюминиевых
сплавов.
Дисперсионное твердение алюминиево-
магниевых двойных сплавов происходит в
следующей последовательности: пересы-
щенный б зоны ГП (Mg3Al2).
Однако большинство промышленных
сплавов содержат дополнительные легиру-
ющие элементы, обеспечивающие улучше-
ние прочности и свариваемости. Алюми-
ниевые сплавы средней прочности, обла-
дающие хорошей свариваемостью и кор-
розионной стойкостью, могут быть
получены при добавлении сбалансирован-
ных доз кремния (для образования квази-
двойного сплава Al—Mg2Si), а также за
счет превышения содержания кремния
(для получения Mg2Si). Эти сплавы значи-
тельно упрочняются за счет старения при
комнатной температуре и также относятся
к одной из трех основных систем термооб-
рабатываемых алюминиевых сплавов. Ис-
кусственное старение при средних темпе-
ратурах ведет к образованию иглообраз-
ных зон. Последовательность превра-
щений при этом следующая: пересыщенный
б зоны ГП (Mg2Si). Иногда для
улучшения механических свойств добавля-
ют небольшое количество меди, а для ней-
трализации отрицательного воздействия
меди на коррозионную стойкость добавля-
ют хром. Для образования дисперсоида
Al12Mn3Si (для контроля зернистой струк-
туры) к сплавам Al—Mg—Si обычно добав-
ляют марганец.
Эффект дисперсионного твердения
выше в сплавах системы Al—Zn—Mg, чем
в сплавах систем Al—Cu—Mg или
Al—Mg—Si. Промышленные сплавы по-
сле закалки и старения в диапазоне от
комнатной температуры до ~435 К обра-
зуют сферические зоны Гинера-Престо-
на. Старение с расширенным температур-
ным диапазоном для сплавов с высоким
значением отношения «цинк-магний»
формирует переходной осадок з — ис-
ходный материал для равновесной з-фа-
зы MgZn2. Базисные плоскости гексаго-
нального осадка з когерентны с матрич-
ными плоскостями (111), однако граница
раздела матрицы и направления c осадка
некогерентна. Для низкого значения от-
ношения «цинк-магний» формируется T-
фаза Al2Zn3Mg3. Процесс разложения
Алюминий: сплавление 17
можно описать следующим образом: пе-
ресыщенный б зоны ГП T T, где
T — полукогерентная метастабильная
гексагональная фаза Mg32(Al,Zn)49, а T —
некогерентная равновесная кубическая
фаза Mg32(Al,Zn)49.
Добавление меди значительно увели-
чивает прочность сплавов Al—Zn—Mg.
Концентрации меди до 1 % не меняют
основной механизм осаждения, поэтому
данный диапазон наиболее подходит для
упрочнения в твердом растворе. Сплавы с
низким содержанием быстро сваривают-
ся, но они не так устойчивы к коррози-
онному растрескиванию, как сплавы с
более высоким содержанием меди. При
концентрации выше 1 % медь осаждается
(в процессе старения). Когерентность
осадка уменьшается, когда прочность до-
стигает своего максимального значе-
ния. В одной четвертой части системы
Al—Zn—Mg—Cu фазы MgZn2 и AlMgCu
образуют изоморфные полосы. Формиро-
вание AlMgCu при этом происходит за
счет замещения алюминия и меди цин-
ком в MgZn2. Увеличение устойчивости к
коррозионному растрескиванию может
быть связано с уменьшением электрохи-
мической активности осадков из-за по-
вышения содержания меди.
Первоначально хром в сплавах
Al—Zn—Mg использовался для увеличе-
ния устойчивости к коррозионному рас-
трескиванию (это особенно актуально для
тонколистовых материалов). В настоящее
время хромсодержащие дисперсоиды
Al12Mg2Cr используются для сохранения
направленной зернистой структуры, по-
лученной при обработке деформируемых
продуктов, а также для предотвращения
избыточного роста или формирования
рекристаллизованных зерен при последу-
ющей термической обработке. Однако
эти некогерентные дисперсоиды повыша-
ют чувствительность сплавов к закалке.
В качестве закалочной среды можно ис-
пользовать сжатый воздух, холодную или
кипящую воду и другие жидкости. Чувст-
вительность к закалке представляет собой
стойкость конкретного сплава к воздейст-
вию закалочной среды. При медленном
охлаждении некоторые растворы могут
осаждаться в виде крупных частиц, что
уменьшает степень пересыщения и отри-
цательно сказывается на трещиностойко-
сти и пластичности сплава. Чувствитель-
ность к закалке повышается при увеличе-
нии концентрации раствора. Обогащен-
ные хромом дисперсоиды в сплавах
Al—Zn—Mg с высоким содержанием меди
при закалке действуют как агенты обра-
зования центров кристаллизации в осад-
ках, полученных из концентрированного
раствора. Данный процесс удаляет медь и
магний, но ведет к уменьшению прочнос-
ти. Хром может быть замещен циркони-
ем. Преимущество полученного диспер-
соида Al3Zr состоит в том, что он мини-
мизирует чувствительность к закалке.
Цирконий также является наиболее эф-
фективной добавкой для замедления рек-
ристаллизации.
4. Специальные сплавы
Тройные сплавы «алюминий—основа-
ние—литий» Al—Li—X используются в об-
ластях, требующих низкой плотности и
высокого значения модуля упругости.
Добавление каждого весового процента
лития в алюминиевый сплав позволяет
уменьшить плотность примерно на 3 % и
увеличить модуль Юнга примерно на 6 %.
Однако практический предел содержания
лития составляет 3 %. Воздействие лития
всегда положительно, независимо от того,
сохраняется он или нет в твердом раство-
ре. Двойные сплавы, содержащие более
1 % лития, реагируют на дисперсионное
твердение (поскольку происходит осажде-
ние метастабильной фазы Al3Li). Осадки
в матрице алюминия упорядочены и ко-
герентны, что весьма напоминает другие
дисперсионно-твердеющие алюминиевые
системы. Потенциальным упрочняющим
средством (в твердом растворе) для алю-
миниево-литиевых сплавов является маг-
ний. Он уменьшает растворимость лития
в матрице алюминия, тем самым улучшая
реакцию сплава на дисперсионное твер-
дение. Существует ряд промышленных
сплавов Al—Li—Mg, которые имеют низ-
кую плотность, что обеспечивает возмож-
ность их применения в воздушно-косми-
ческой сфере. В алюминиево-литиевые
18 Алюминий: сплавление
сплавы также добавляют медь (как с маг-
нием, так и без него), которая оказывает
значительное упрочняющее воздействие.
В некоторых сплавах выполняют совмест-
ное осаждение упрочняющих фаз (напри-
мер, Al2Cu, Al2CuLi и Al3Li). Прочность
полученных в результате этого сплавов
достаточно высокая, а иногда она да-
же превышает значения для сплавов
Al—Zn—Mg. Сплавы Al—Li—X характери-
зуются общей устойчивостью к росту
усталостных трещин, максимальной из
всех дисперсионно-твердеющих сплавов.
Данные сплавы используются для изго-
товления некоторых конструкционных
компонентов самолетов (например, аме-
риканский истребитель Локхид F-16).
Большинство сплавов Al—Li—X в качест-
ве элемента, формирующего дисперсоид,
содержат цирконий. Также эти сплавы
содержат марганец — для минимизации
локализации деформации, которая харак-
терна для сплавов этого класса.
Плотность алюминиевых сплавов также
может быть снижена за счет добавления
кальция. Алюминиево-кальциевые сплавы
обладают сверхпластичностью при высо-
ких температурах и средней скорости де-
формации. Окончание диаграммы алюми-
ниево-кальциевого сплава, характеризую-
щееся повышенным содержанием алюми-
ния, содержит эвтектику, которая образует
микродуплексные структуры, в которых
фаза Al4Ca осаждается в виде стержней
или ламелей (вид зависит от скорости от-
вердевания). Термин «сверхпластичные»
используется для описания сплавов, де-
формация которых может достигать 200 %
и которые обладают большим значением
относительного удлинения при растяже-
нии, без сужения. Сверхпластичная де-
формация обычно проявляется при темпе-
ратурах выше половины точки плавления
сплава, при формирующих напряжениях
приблизительно 4—6 МПа и при скоро-
стях деформации около 10-4 с-1. Сверхпла-
стичные сплавы представляют особый ин-
терес для промышленности, поскольку
они позволяют создавать сложные формы
с использованием простых технологиче-
ских операций. Такой характеристикой
обладает большинство алюминиевых спла-
вов, содержащих эвтектики и эвтектиче-
ские реакции. В настоящее время разрабо-
таны сплавы, предназначенные специаль-
но для сверхпластичного формования:
к ним относятся эвтектические спла-
вы Al—Cu—Zn и Al—Cu—Zr. Некоторые
сложные алюминиевые системы (напри-
мер, Al—Zn—Mg—Cu и Al—Mg—Si) могут
стать сверхпластичными при термомеха-
нической обработке, которая позволяет
получить мелкое равноосное устойчивое
зерно.
5. Микродобавки
В алюминиевых сплавах зачастую можно
встретить микроэлементы в виде приме-
сей или в самой структуре сплава. Эти
микроэлементы могут оказывать как по-
ложительное, так и отрицательное воз-
действие на микроструктуру и свойства
алюминиевых сплавов. Такие элементы,
как висмут, кадмий и свинец, имеют
ограниченную растворимость в алюми-
нии и могут улучшить обрабатываемость
сплава. Медь, магний, кремний и цинк
также могут улучшить обрабатываемость,
если формируемые осадки не слишком
твердые. Кадмий, при добавлении к ин-
дию, олову, серебру и другим элементам,
может обеспечить изменение формы, раз-
мера и распределения вторых фаз, тем са-
мым оказав воздействие на характеристи-
ки сплава. Причиной этих изменений яв-
ляется воздействие микроэлементов на
критическую температуру для однородно-
го осаждения, концентрацию пустот и
скорость диффузии, энергию межфазного
взаимодействия и тип осадка.
Добавление кремния увеличивает теку-
честь сплавов и их устойчивость к обра-
зованию горячих трещин. Добавление же-
леза сокращает образование горячих тре-
щин в алюминиево-медных и алюминие-
во-цинковых сплавах. Однако железо и
кремний формируют крупные составные
фазы, уменьшающие трещиностойкость
сплавов и их устойчивость к образованию
и распространению усталостных трещин.
Следовательно, когда требуется реализа-
ция высоких показателей для этих
свойств, количество железа и кремния
должно быть минимальным. Небольшое
Алюминий: сплавление 19
количество титана (или титана и бора)
совершенствует литую структуру алюми-
ниевых сплавов и повышает их устойчи-
вость к образованию горячих трещин.
Однако эти добавки снижают текучесть.
При отливке некоторых алюминиевых
сплавов (особенно содержащих магний)
существует вероятность образования не-
которых оксидов, которые могут оказать
нежелательное воздействие на свойства
сплавов. Этого можно избежать путем до-
бавления микроколичеств бериллия, ко-
торый образует тонкую защитную оксид-
ную пленку на поверхности расплавлен-
ного металла, которая также предотвра-
щает потери магния из расплава.
Библиография
1. Blankenship C P Jr, Starke E A Jr, Hornbogen
E 1996 Microstructure and properties of aluminum
alloys. In: Li J C M (ed.) Microstructure and
Properties of Materials. World Scientific, Singapore,
Vol. 1, pp. 1—49
2. Humphreys F J, Hatherly M 1995 Recrystallization
and Related Annealing Phenomena. Pergamon,
New York
3. Lorimer G W 1978 Precipitation in aluminum
alloys. In: Russell K C, Aaronson H I (eds.) Precipitation
Processes in Solids. The Metallurgical Society
(AIME), New York, pp. 87—119
4. Polmear I J 1995 Light Alloys: Metallurgy of the
Light Metals, 3rd edn. Arnold, London pp. 35—63
5. Ryum N 1986 Physical metallurgy of heat-treatable
alloys. In: Starke E A, Jr Sanders T H Jr
(eds.) Aluminum Alloys — Their Physical and Mechanical
Properties. EMAS, West Midlands, UK,
Vol. III, pp. 1511—46
6. Sanders R E Jr, Baumann S F, Stumpf H C
1986 Nonheat-treatable aluminum alloys. In: Starke
E A, Jr Sanders T H Jr (eds.) Aluminum Alloys
— Their Physical and Mechanical Properties.
EMAS, West Midlands, UK, Vol. III, pp.
1441—84
7. Starke E A Jr 1970 The causes and effects of
«denuded» or «precipitate-free» zones at grain boundaries
in aluminum base alloys. J. Met. 22,
54—63
8. Starke E A Jr 1989 Heat-treatable aluminum alloys.
In: Vasudevan A K, Doherty R D (eds.) 1989
Aluminum Alloys — Contemporary Research and
Applications, Treatise on Materials Science and
Technology. Academic Press, Boston, MA Vol. 31
9. Starke E A Jr, Staley J T 1996 Application of
modern aluminum alloys to aircraft. Prog. Aerosp.
Sci. 32, 131—72
Е.А. Старк-мл.
Вирджинский университет,
Шарлотсвил, Вирджиния, США
Аустенит: осаждение
Гранецентрированная кубическая крис-
таллическая аустенитная фаза (г-фаза) в
ненаполненном железе является устойчи-
вой в температурном диапазоне 912—
1394 °C. Этот диапазон значительно ме-
няется при внесении легирующих эле-
ментов. Например, добавление углерода
расширяет аустенитное фазовое поле и
ведет к относительно широкому темпера-
турному диапазону устойчивости аустени-
та. В железоуглеродистых сплавах, а так-
же в низколегированных сталях аустенит-
ное поле имеет большое значение при
обработке материала. Например, «аусте-
низация» является важным этапом терми-
ческой обработки. Более того, горячая
обработка обычно выполняется за преде-
лами аустенитного поля. Добавление бо-
льшого количества легирующих элемен-
тов (особенно стабилизаторов г-фазы: C,
Ni и Mn) может сохранить сталь в аусте-
нитном состоянии (по крайней мере, час-
тично) до комнатной температуры.
Микроструктура аустенитных сталей
при комнатной температуре (после быст-
рого охлаждения из температуры обра-
ботки) в основном состоит из поликрис-
таллической матрицы с низкой энергией
дефектов упаковки. Однако даже после
быстрого охлаждения аустенит редко
является единственной фазой. В сплаве
могут присутствовать неметаллические
включения и некоторые нерастворенные
карбиды, а также некоторые карбиды и
нитриды — «первичные осадки», которые
осаждаются из расплава при отвердева-
нии. При достаточном времени и темпе-
ратуре из аустенита зачастую осаждаются
другие фазы — «вторичные осадки» —
карбиды, нитриды, бориды и интерметал-
20 Аустенит: осаждение
лические фазы. Иногда может происхо-
дить ферритовое и мартенситное образо-
вание. В данном разделе будут рассмотре-
ны наиболее общие реакции осаждения
из аустенита с акцентом на осаждение из
высоколегированных аустенитов на осно-
ве железа. Также вкратце описано высо-
котемпературное осаждение карбидов и
нитридов из низколегированного аусте-
нита в результате микролегирования.
1. Осаждение из высоколегированного аус
тенита
К общим высоколегированным аустенит-
ным системам относятся:
— Fe—Cr(15—28 %)—Ni(6—35 %) или
Fe—Cr(15—28 %)—Ni(8—35 %)—Mo(1—7 %),
которые составляют основу аустенитных
нержавеющих сталей;
— Fe—Cr(11—30 %)—C(1,8—3,6 %), ко-
торые составляют основу высокохроми-
стых белых чугунов;
— Fe—Mn(12—20 %)—C (1—2 %), для
которых соотношение Mn:C составляет
10:1, — эти высокомарганцовистые аус-
тенитные стали используются в качест-
ве износостойких материалов с того мо-
мента, как в 1882 году Сэром Робер-
том Гадфильдом была разработана пер-
вая аустенитная марганцовистая сталь
(Fe—1,2%C—12%Mn).
Сплавы, в которых аустенит является
основной фазой при комнатной темпера-
туре, имеют разные составы высоколеги-
рованного аустенита. Аустенит наблюда-
ется даже в высоколегированных «сверх-
аустенитных» сталях, содержащих боль-
шое количество Cr, Ni, Mo, N и до 50 %
железа (Хейно 1999, Ли 2000). «Сверхаус-
тенитные» аустениты в данном случае не
используются. Однако с точки зрения
осаждения эти сплавы обладают повы-
шенной тенденцией к формированию ин-
терметаллических фаз, поскольку облада-
ют повышенным содержанием легирую-
щих элементов. Основные переходы, ко-
торые происходят в высоколегированном
аустените, представлены на рис. 1 (из них
в данном разделе рассматриваются только
реакции осаждения).
Наиболее характерные карбиды, ни-
триды и интерметаллические фазы, осаж-
даемые из высоколегированного аустени-
та, приведены в табл. 1. Соответствующая
кристаллическая структура, диапазон со-
ставов и характерные значения параметра
решетки приведены здесь же. Также в
данной таблице содержатся примеры сис-
тем, имеющих техническое значение.
1.1. Осаждение карбидов
M23C6 (M = Cr, Fe, Mo)
Растворимость углерода в аустените
Fe—Cr—Ni при температуре 1100 °C со-
ставляет 0,15 %, но в аустенитной нержа-
веющей стали — менее 10 квазипикового
уровня. Следовательно, когда сталь соста-
ривается при температуре 550—900 °C,
осаждение карбидов M23C6 невозможно
(Вейсс и Стиклер 1972, Пекнер и Бернш-
тейн 1977). Осаждение M23C6 в основном
происходит на межзеренных границах,
Аустенит: осаждение 21
1
2
3
4
5
MC
Хи-фазы
Сигма-
фазы
Фазы Лавеса
M23C6
6
7
8
Время (ч)
Рис. 1. Основные состояния термической об-
работки и переходы, происходящие в аусте-
нитных нержавеющих сталях в температурном
диапазоне между комнатной температурой и
жидким состоянием. 1 — интервал отвердева-
ния; 2 — сжижение; 3 — термическая обра-
ботка на твердый раствор; 4 — вторичная рек-
ристаллизация; 5 — горячая обработка; 6 —
возвращение к альфа -мартенситу; 7 — воз-
вращение к эпсилон-мартенситу; 8 — мартен-
сит, формируемый при деформации
Температура (°C)
Статическая
рекристал-
лизация
некогерентных границах двойникования
и на дислокациях. Осадки карбида M23C6
в матрице обычно обладают следующим
ориентационным отношением:
{100}г || {100}M23C6
и
<100>г || <100>M23C6.
Обширное осаждение M23C6 на межзе-
ренные границы нежелательно, поскольку
соседние области становятся обеденными
хромом и, следовательно, чувствительны-
ми к межзерновой коррозии и формирова-
нию мартенсита при охлаждении. Этот ме-
ханизм представлен на рис. 2. Осаждение
M23C6 снижает устойчивость к межзерно-
вой коррозии и ухудшает механические
свойства при растяжении, особенно плас-
тичность и жесткость (Маршалл 1984).
Чтобы предотвратить такое осаждение, не-
22 Аустенит: осаждение
Табл. 1. Кристаллическая структура, параметры решеток, состав и образование карбидов, ни-
тридов, боридов и интерметаллических фаз в аустенитных сплавах
Фаза Кристаллическая
структура
Характерные
значения пара-
метра решетки
Состав Пример
формирования
Карбиды
MC
M6C (з)
M23C6
M7C3
M3C
Нитриды
MN
M2N
Бориды
M2B
M3B2
Интерметал-
лические фазы
у
ч
Лавеса (з)
G
R
г
Гранецентрирован-
ная кубическая
Гранецентрирован-
ная кубическая
Гранецентрирован-
ная кубическая
Псевдогексагональ-
ная
Орторомбическая
Гранецентрирован-
ная кубическая
Гексагональная
Орторомбическая
Орторомбическая
Объемно-центри-
рованная тетра-
гональная
Объемно-центриро-
ванная кубическая
Гексагональная
Гранецентрирован-
ная кубическая
Гексагональная
Гранецентрирован-
ная кубическая
a0 = 0,4328
a0 = 1,095—1,128
a0 = 1,057—1,068
a0 =1,398
c0 = 0,4541—0,4511
a0 = 0,452
b0 = 0,509
c0 =0,674
a0 = 0,4240
a0 = 0,478
c0 = 0,444
a0 = 1,458
b0 = 0,738
c0 = 0,4245
a0 = 0,87—0,92
c0 = 0,4544—0,48
a0 = 0,8807—0,892
a0 = 0,473—0,474
c0 = 0,727—0,785
a0 = 1,122—1,124
a0 = 1,093
c0 = 1,9342
a0 = 0,3605
Ti(C,N);
Nb(C,N)
(Fe,Cr,Mo)6C
(Fe,Cr,Mo)23C6
(Fe,Cr)7C3
(Fe,Mn,Cr)3C
TiN
(Cr,Fe)2N
(Cr,Fe)2B
(Cr,Fe,Mo)3B2
(Fe,Ni)x (Cr,Mo)y
(Fe,Ni)36Cr18Mo4
Fe2Mo; Fe2Nb
Fe2Ti
Ni16Nb6Si7;
Ni16Ti6Si7
(Fe,Cr,Mo)
Ni3(Al,Ti)
AISI 321; 347
AISI 316
AISI 316; 304
Fe—Cr(18 %)—C(3 %)
Fe—C(12 %)—C(1,1 %)
AISI 321
Fe—Cr(25 %)—
Ni(5,5 %)—N(0,87 %)
AISI 304 + B
AISI 304 + B
AISI 304; 316
AISI 316
AISI 316
AISI 316
Cr(22 %)—Ni(8 %)—
Mo(3 %)
Alloy 800
(Вейс и Стиклер 1972; Пекнер и Бернштейн 1977, Харриес 1981, Маршалл 1984, Дэвис 1994, Вил-
ларс 1995)
обходимо снизить содержание углерода в
сплаве или добавить элементы, которые
смогли бы образовать карбиды MC-типа
(например, карбиды ниобия или титана).
Хотя эти меры снижают содержание осад-
ка M23C6 (и, соответственно, чувствитель-
ность сплава), из-за кинетики осаждения
M23C6 редко удается полностью избежать
этого процесса.
M6C (M = Mo, W, Fe, Nb, V)
Карбиды типа M6C часто присутствуют в
аустенитных нержавеющих сталях, содер-
жащих Mo, W и Nb (особенно в сталях,
содержащих Mo). Карбид M6C неизменно
содержит более одного металлического
элемента и обычно описывается форму-
лами A3B3C или A4B2C. Предполагается,
что добавление азота при недостатке
M23C6 благоприятствует осаждению M6C
(поскольку в данном случае M6C может
растворить большее количество азота,
чем M23C6). Поскольку M23C6 при старе-
нии поглощает Mo, то, когда содержание
Mo в M23C6 превышает определенный
порог, происходит переход M23C6 > M6C
(Вейс и Стиклер 1972, Пекнер и Бернш-
тейн 1977). В литературе этому типу кар-
бида уделяется очень мало внимания, по-
скольку в большинстве нержавеющих
сталей он не был обнаружен (или был об-
наружен, но в незначительных количест-
вах). Предполагается, что с появлением
«сверхаустенитной» нержавеющей стали,
содержащей большое количество Mo и N,
будут проводится дополнительные иссле-
дования этого карбида и его воздействий
на свойства сплава.
MC (M = Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta)
Карбиды MC очень устойчивы и могут
присутствовать в микроструктуре стаби-
лизированных аустенитных нержавеющих
сталей (например, в стабилизированной
титаном AISI 321 или в стабилизирован-
ной ниобием AISI 347). В этих сталях
формирование карбидов данного типа на-
правлено на снижение или предотвраще-
ние осаждения M23C6. Карбиды этого
типа могут быть распределены в сплаве
по-разному:
— крупная дисперсия (1—10 мкм)
основных частиц, сформированных при
отвердевании;
— мелкая дисперсия (5—50 нм) вто-
ричных осадков.
В стабилизированных сталях часть ос-
новных карбидов может быть растворена
в процессе термической обработки на
твердый раствор при температурах от
1050 до 1150 °C, а затем осаждена в виде
мелких вторичных частиц (либо в про-
цессе старения, либо при использовании
этих материалов при высоких температу-
рах). Карбид MC на дислокациях и де-
фектах упаковки преимущественно явля-
ется внутризеренным. На рис. 3 видны
осадки (Ti,Mo)C на дислокациях в аусте-
Аустенит: осаждение 23
0,25 мкм
Рис. 2. Осадки M23C6 на межзеренных грани-
цах в аустенитной нержавеющей стали (сни-
мок выполнен трансмиссионным электрон-
ным микроскопом)
0,3 мкм
Рис. 3. Осаждение карбидов (Ti, Mo)C на
дислокации в аустенитной нержавеющей ста-
ли, стабилизированной титаном (снимок вы-
полнен трансмиссионным электронным мик-
роскопом)
нитной нержавеющей стали, стабилизи-
рованной титаном. Хотя параметр решет-
ки для матрицы и карбидов MC различа-
ется более чем на 10 %, между MC и ис-
ходным аустенитом часто встречается
ориентационное соотношение «куб на
куб». Карбиды этого типа обладают осо-
бенно высокой устойчивостью к укрупне-
нию (Харриес 1981).
M3C (M = Fe, Mn, Cr) и M7C3 (M = Cr,Fe)
Карбиды типа M3C в аустенитных нержа-
веющих сталях не обнаружены. При
определенных условиях (при большом со-
отношении C:Cr в процессе науглерожи-
вания) в этих сталях могут формировать-
ся карбиды типа M7C3 (M = Cr, Fe). Од-
нако оба этих карбида часто встречаются
в высокохромистых белых чугунах, кото-
рые традиционно используются в тех слу-
чаях, где требуется устойчивость материа-
ла к абразионному истиранию. Эти чугу-
ны содержат 11—30 % хрома и 1,8—3,6 %
углерода с добавлением Mo, Mn, Ni и Cu.
Их микроструктура непосредственно
после отливки состоит из дисперсии
основного или эвтектического M7C3
(иногда и M3C) в аустенитной матрице
(Табретт 1996). Микроструктуру непо-
средственно после отливки можно изме-
нить за счет дестабилизирующей терми-
ческой обработки аустенита (Табретт
1996, Пауэл и Би 1996). Эта термическая
обработка выполняется при ~1000 °C в
течение нескольких часов. При дестаби-
лизирующей обработке происходит осаж-
дение вторичных карбидов типов M3C,
M7C3 или даже M23C6, что ведет к сниже-
нию концентрации легирующих элемен-
тов (особенно углерода) в аустенитной
матрице. Тип формируемого вторичного
карбида зависит от состава матрицы и
температуры дестабилизации. В сплавах,
имеющих высокое содержание хрома
(>25 %), наблюдается тенденция осажде-
ния карбидов M23C6, в то время как в
сплавах с содержанием хрома 15—20 %
имеет место преимущественное осажде-
ние карбидов M7C3. Осаждение этих вто-
ричных карбидов в аустените происходит
преимущественно на полосы скольжения
и границы субзерен. Осаждение вторич-
ных карбидов истощает матрицу, забирая
легирующие элементы, и ведет к повыше-
нию температуры Ms. В результате деста-
билизирующей обработки матрица стано-
вится преимущественно мартенситной,
но при этом содержит до 35 % остаточно-
го аустенита.
Большинство высокомарганцовистых
аустенитных сталей имеют содержание
марганца 12—20 % и отношение C:Mn —
1:10. Полное освобождение микрострук-
туры от карбидов достигается при терми-
ческой обработке в растворенном состоя-
нии, которая выполняется в диапазоне
950—1100 °C, за которой следует закалка.
Когда сталь выдерживается при 350—
850 °C, происходит осаждение карбидов
M3C (Янг и Чу 1994). В низкотемператур-
ном диапазоне 350—500 °C осаждение
карбидов осуществляется на межзерен-
ных границах и кристаллических дефек-
тах зерен. При температуре выше 500 °C
происходит образование перлита, которое
зависит от содержания Mn.
1.2. Осаждение нитридов
MN (M = Zr, Ti, Nb) и (Cr,Fe)2N
Добавление азота улучшает механические
свойства и коррозионную стойкость не-
ржавеющих сталей. Кроме того, азот яв-
ляется мощным стабилизатором аустени-
та. При содержании азота до 0,8 % он мо-
жет быть растворен в аустенитных нержа-
веющих сталях, не вызывая расколов при
криогенных температурах или потерь же-
сткости.
Нитриды, образуемые в аустенитных
нержавеющих сталях, можно разделить на
два класса.
1. Основные нитриды типа MN (M =
Zr, Ti, Nb), которые формируются в ста-
билизированных сталях, содержащих
остаточный азот (< 0,1 %).
2. Вторичные нитриды типа M2N (M =
Cr, Fe), которые осаждаются в нержавею-
щих сталях, имеющих высокое содержа-
ние азота (0,2—0,8 %).
Нитриды MN и карбиды MC имеют
одинаковую кристаллическую структуру,
однако MN более устойчивы и не раство-
ряются при термической обработке на
твердый раствор. Растворимость азота в
24 Аустенит: осаждение
аустенитах Fe—Cr—Ni и Fe—Cr—Mn—Ni
значительно уменьшается при снижении
температуры. Нитриды (Cr,Fe)2N могут
осаждаться непрерывно или с перерыва-
ми (Ярделиус-Петтерссон 1996, Мачадо и
Падила 1996). Снижение содержания азо-
та в аустенитной матрице происходит
из-за осаждения нитридов, которые могут
сделать аустенит неустойчивым и привес-
ти к формированию феррита при темпе-
ратурах старения (Мачадо 1996).
Следует отметить, что азот в твердом
растворе задерживает осаждение фаз, ко-
торые его не растворяют (или растворяют
очень слабо), например фазы M23C6, у, г
и фазы Лавеса.
1.3. Осаждение боридов
(Cr,Fe)2B и (Cr,Fe)2B
В небольшом количестве (10—80 квази-
пиковый уровень) бор оказывает положи-
тельное воздействие на ползучесть и об-
рабатываемость аустенитных сталей в го-
рячем состоянии. Тем не менее если со-
держание бора достаточно велико, то он
может вызвать снижение температуры
плавления (1150—1225 °C) эвтектических
сплавов, и, следовательно, возникает эф-
фект красноломкости при горячей обра-
ботке и сварке (Маршалл 1984). При вы-
держке в температурном диапазоне 650—
1050 °C аустенитные стали с содержанием
бора более 30 (квазипиковый уровень)
осаждают бориды двух типов: (Cr,Fe)2B и
(Cr,Fe,Mo)3B2. Наиболее часто происхо-
дит формирование M2B. M3B2 образу-
ется, только когда стали имеют повы-
шенное содержание Mo. Осаждение фазы
(Cr,Fe)2B главным образом происходит
на межзеренных границах. Когда осажде-
ние (Cr,Fe)2B происходит внутри зерна,
то его формирование происходит на гра-
ницах некогерентных фаз основных кар-
бидов (Падила и Шанц 1980). Положи-
тельное воздействие бора связано с его
растворением в твердом растворе. Отно-
сительный объем боридов очень мал и су-
щественного воздействия на механиче-
ские свойства не оказывает. Тем не менее
бор имеет широкое ядерное применение
(Падила и Шанц 1980). Это связано
с тем, что изотоп 10B может реагировать
с нейтронами, образуя при этом гелий,
тем самым вызывая высокотемпературное
охрупчивание.
1.4. Осаждение интерметаллических фаз
Осаждение интерметаллических фаз из
аустенита обычно ассоциируется с неже-
лательными последствиями типа сниже-
ния содержания легирующих элементов
(Cr, Mo и Nb) в матрице аустенита, ухуд-
шения пластичности и жесткости. Иск-
лючением является г -Ni3(Al,Ti) и в мень-
шей степени фазы Лавеса Fe2Nb, по-
скольку осаждение этих фаз ведет к дис-
персионному упрочнению. Осаждение
интерметаллических фаз происходит мед-
леннее, чем осаждение M23C6. Как видно
из рис. 4, осаждение M23C6 может начи-
наться менее чем за час, в то время как
для начала осаждения интерметалличе-
ских фаз требуется около десяти часов.
а) Сигма-фаза (у) (Fe—Cr и Fe—Cr—Mo)
Сигма-фаза может существовать в виде
двойных, тройных и четвертных сис-
тем: Fe—Cr, Fe—Mo, Fe—V, Fe—Mn,
Fe—Cr—Ni, Fe—Cr—Mo, Fe—Cr—Mn и
Fe—Cr—Ni—Mo. Характерный химиче-
ский состав сигма-фазы, находящейся в
аустенитных нержавеющих сталях AISI
316 и 316L, следующий (в вес. %):
Fe = 55 %, Cr = 29%, Mo = 11 % и Ni = 5 %
(Вейс и Стиклер). Формированию сигма-
фазы способствует добавление таких эле-
ментов, как Cr, Mn, Mo, W, V, Si, Ti, Nb
и Ta. Осаждение сигма-фазы замедляется
при добавлении Ni, Co, Al, C и N. Осаж-
дение сигма-фазы в аустенитных нержа-
веющих сталях происходит в температур-
ном диапазоне 600—900 °C. Она осажда-
ется преимущественно на межзеренных
границах и некогерентных двойниковых
границах, а ее морфология обычно рав-
ноосна. Осаждение сигма-фазы имеет
очень слабую кинетику, и ее формирова-
ние может иногда занимать сотни и даже
тысячи часов (рис. 4). Существует неско-
лько причин столь слабой кинетики:
— углерод и азот нерастворимы в сиг-
ма-фазе, следовательно, сигма-фаза фор-
мируется только после того, как прои-
зошло осаждение карбида и нитрида, и
Аустенит: осаждение 25
матрица имеет низкое содержание этих
элементов;
— образование центров кристаллиза-
ции затруднено сложностью кристалличе-
ской структуры и ее отличием от исход-
ного аустенита;
— данная фаза очень богата замещаю-
щими элементами, поэтому для длитель-
ной диффузии требуется время.
б) Хи-фаза (ч) (Fe—Cr—Mo и Fe—Cr—Ti)
Хи-фаза формируется в том же темпера-
турном диапазоне, что и сигма-фаза
(Вейс и Стиклер 1972, Пекнер и Бернш-
тейн 1977, Маршалл 1984). Подобно опи-
санному выше случаю с M6C, осаждение
хи-фазы происходит только при наличии
Mo или Ti. Состав хи-фазы такой же, как
и сигма-фазы, с тем отличием, что в
хи-фазе может происходить растворение
углерода. Из-за этого свойства хи-фаза в
прошлом была названа карбидом типа
M18C. Хи-фаза в основном формируется
на межзеренных границах, некогерент-
ных двойниковых границах, когерентных
двойниковых границах и на дислокациях
матрицы. При внутризеренном осажде-
нии хи-фаза обладает следующим ориен-
тационным соотношением с аустенитом:
(111)г || (110)ч; [011]г || [101]ч;
[211]г || [001]ч
Поскольку хи-фаза может растворять
углерод и образование центров кристал-
лизации происходит достаточно просто,
ее осаждение предшествует формирова-
нию сигма-фазы.
в) Фазы Лавеса (Fe2Mo, Fe2Nb и Fe2Ti)
Наиболее общим типом фазы Лавеса, ко-
торый осаждается в нержавеющих сталях,
является Fe2Mo. Тем не менее в стабили-
зированных сталях, в зависимости от со-
отношений Ti:C или Nb:C, можно также
обнаружить фазы Лавеса Fe2Ti и Fe2Nb
(Вейс и Стиклер 1972, Пекнер и Бернш-
тейн 1977, Харриес 1981, Маршалл 1984).
Осаждению фаз Лавеса благоприятствует
добавление кремния. При растворении
углерода в матрице осаждение замедляет-
ся. Осадки фаз Лавеса иногда могут
встречаться на когерентных двойниковых
границах и межзеренных границах. Одна-
ко преимущественно они формируются
внутри зерен. Появление фаз Лавеса вы-
зывает некоторое дисперсионное тверде-
ние и обладает следующим ориентацион-
ным соотношением с аустенитом:
(111)г || (0001)Fe2Nb; [110]г || 1010]Fe2Nb
или
(111)г || (1013)Fe2Mo; [121]г || 1210]Fe2Mo.
26 Аустенит: осаждение
Время (ч)
Рис. 4. Диаграмма «время—температура—осаждение» аустенитной нержавеющей стали, терми-
чески обработанной на твердый раствор в течение 1,5 часов при температуре 1260 °C и закален-
ной в воде до старения. Области устойчивости различных осажденных фаз показаны кривыми
C. у — сигма-фаза, ч — хи-фаза, з — фаза Лавеса Температура (°C)
Температура (°F)
г) Другие интерметаллические фазы
В аустенитных сталях могут содержаться
другие интерметаллические фазы: г , G и
R (Харриес 1981). Например, фаза г
(Ni3(Al,Ti)), которая когерентна с матри-
цей исходного аустенита, может быть ис-
пользована для дисперсионного упрочне-
ния некоторых аустенитных сплавов
Fe—Cr—Ni с высоким содержанием ни-
келя, также содержащих Ti и Al (напри-
мер, Alloy 800). В другом контексте, фаза
г (Ni3Si) может быть образована за счет
испускания нейтронных или заряженных
частиц при температурах 350—750 °C. Та-
кое излучение также может вызвать осаж-
дение M6C и G-ф азы (Ni16Nb6Si7 или
Ni16Ti6Si7). При определенных условиях в
аустенитных сплавах происходит форми-
рование R-фазы. Эта фаза образуется при
старении некоторых аустенитных мягких
металлов в температурном диапазоне
500—900 °С.
2. Осаждение из низколегированного и
микролегированного аустенита
Добавление к аустениту небольшого ко-
личества (0,1
%) сильных карбидо- и ни-
тридообразующих элементов (Nb, Ti, V и
Zr) («микролегирование») имеет огром-
ное значение при получении промыш-
ленных сортов низколегированных ста-
лей. Основная задача этих элементов —
осаждение из аустенита (формирование
карбидов, нитридов или сложных карбо-
нитридов). Растворимость этих легирую-
щих элементов мала, поэтому обычно
требуются значения температуры аусте-
низации, превышающие 1100°C. Наи-
меньшей растворимостью обладает TiN,
за ним следуют NbC, TiC, VN и VC (Риос
1991). Процессы осаждения из аустенита
можно разделить на три группы.
1. Осаждение из недеформированного
аустенита: происходит после повторного
нагрева стали или в процессе охлаждения
из высокой температуры выдержки. В ре-
зультате этого процесса формируются
карбиды или нитриды, размер частиц ко-
торых составляет ~20 нм. Эти карбиды и
нитриды предназначены для ограничения
роста зерна за счет захвата межзеренных
границ (Риос 1987).
2. Осаждение из деформированного
аустенита: считается, что деформация
значительно увеличивает скорость осаж-
дения. В свою очередь, осаждение может
задерживать начало рекристаллизации
аустенита, что неоценимо для контроли-
руемой прокатки аустенита (Хансен
1980).
3. Осаждение при переходе аустенита в
феррит: если в твердом растворе после
высокотемпературной обработки остается
достаточное количество легирующих эле-
ментов, то осаждение карбидов и нитри-
дов может происходить во время перехода
аустенита в феррит. Формирование этих
осадков происходит на границе перехода.
В результате они располагаются в парал-
лельных плоскостях, которые называются
межфазными осадками (Ханикамб 1976).
Хотя этот вид морфологии является об-
щим для микролегированных сталей
(особенно для сталей, содержащих вана-
дий), он не ограничивается только этими
сплавами. Межфазные осадки также
были обнаружены в различных системах,
в которых отсутствуют карбидовые или
нитридовые осадки типа Fe—Cu.
Следует отметить, что межфазное
осаждение не является единственным
способом формирования карбидов при
переходе аустенита в феррит. При низком
содержании легирующих элементов и бы-
строй кинетике реакции осаждение мо-
жет происходить в феррите за границей
раздела феррита и аустенита. С другой
стороны, при повышенном содержании
легирующих элементов и медленной ки-
нетике реакции могут быть сформирова-
ны осадки в форме волокон (Ханикамб
1976). На практике обычно используется
добавление более одного легирующего
элемента, причем каждый элемент испо-
льзуется для отдельной цели. Таким обра-
зом, низкая растворимость TiN опреде-
ляет его выбор в качестве ограничителя
роста при повторном нагреве. Единст-
венным слаборастворимым материалом
при температуре ниже 1000 °C является
Nb(C,N), поэтому его можно использо-
вать для ограничения роста зерна в этом
температурном диапазоне, а также для
осаждения в деформированном аустени-
Аустенит: осаждение 27
те. VC является намного более раствори-
мым и может сохраняться в растворе, а
затем осаждаться, формируя в феррите
мелкую упрочняющую дисперсию. Нали-
чие более чем одного легирующего эле-
мента может привести к осаждению
сложных многокомпонентных карбонит-
ридов: (Nb,V)(C,N) или (Nb,Ti)(C,N) (Зоу
и Киркалди 1991). Растворимость этих
сложных карбонитридов при первом при-
ближении можно получить из раствори-
мости отдельных карбидов и нитридов
(Риос 1991).
Также к низколегированным сталям
для формирования карбидов и нитридов
различного назначения могут добавляться
Nb и Ti. В сталях, не содержащих эле-
ментов внедрения, Nb и Ti используются
для удаления углерода и азота. Они фор-
мируют слаборастворимые осадки, что
позволяет получить феррит без элементов
внедрения. Эта технология аналогична
ситуациям, когда в нержавеющих сталях
MC используется для связывания углеро-
да и предотвращения осаждения M23C6.
3. Выводы
Осаждение из высоколегированного аус-
тенита позволяет формировать разнооб-
разные карбиды, нитриды, бориды и ин-
терметаллические фазы. Осаждение зави-
сит от состава аустенита, температуры и
относительной кинетики осаждения раз-
ных фаз. Все реакции осаждения (за иск-
лючением реакций дисперсионного уп-
рочнения за счет осадков) обычно явля-
ются нежелательными и ведут к ухуд-
шению различных свойств материала.
Несмотря на это, подобные реакции не-
избежны, поскольку они связаны с режи-
мами обработки или условиями эксплуа-
тации конкретной аустенитной системы.
В низколегированном аустените эти не-
желательные эффекты не являются столь
существенными, поскольку большинство
формируемых фаз являются карбидами
или нитридами. Тем не менее техниче-
ское значение микролегированных сис-
тем настолько велико, что необходимо
проведение более подробных исследова-
ний в этом направлении.
Библиография
1. Davis J R (ed.) 1994 ASM Speciality Handbook
®: Stainless Steels. ASM International, Ohio
2. Hansen S S, Vander Sande J B, Cohen M 1980
Niobium carbonitride precipitation and austenite
recrystallization in hot-rolled microalloyed steels.
Metall. Trans. A. 11A, 387—402
3. Harries D R 1981 Physical metallurgy of
iron-chromium-nickel austenitic steels. International
Conference on Mechanical Behaviour and Nuclear
Applications of Stainless Steel at Elevated Temperatures.
Varese, Italy, 20—22th May, Metals Society,
London
4. Heino S, Knutson-Wedel E M, Karlsson B,
Karlsson 1999 Precipitation behavior in heat affected
zone of welded superaustenitic stainless steels.
Mater. Sci. Technol. (London) 15, 101—8
5. Honeycombe R W K 1976 Transformation from
austenite in alloy steels. Metall. Trans. A. 7A,
915—36
6. Jargelius-Pettersson R F A 1996 Precipitation
trends in highly alloyed austenitic stainless steels.
Zeitschrift fьr Metallkunde 89, 177—83
7. Lee T H, Kim S J, Jung Y C 2000 Crystallographic
details of precipitates in a
Fe-22Cr-21Ni-6Mo(N) superaustenitic stainless
steels aged at 900 °C. Metall. Mater. Trans. A.
31A, 1713—23
8. Machado I F, Padilha A F 1996 Precipitation
behavior of 25 % Cr—5,5 % Ni austenitic stainless
steel containing 0,87 % nitrogen. Steel Res. 67,
285—90
9. Marshall P 1984 Austenitic Stainless Steels: Microstructure
and Mechanical Properties. Elsevier Applied
Science Publishers, London and New York
10. Padilha A F, Rios P R 2002 Decomposition of
austenite in austenitic stainless steels. ISIJ Int. 42,
325—37
11. Padilha A F, Schanz G 1980 Precipitation of a
boride phase in 15 % Cr-15 % Ni-Mo-Ti-B austenitic
stainless steel (Din 1,4970). J. Nucl. Mater.
95, 229—38
12. Padilha A F, Plaut R L, Rios P R 2003 Annealing
of coldworked austenitic stainless steels. ISIJ
Int. 43, 135—43
13. Peckner D, Bernstein I M 1977 Handbook of
Stainless Steels. McGraw-Hill Book Company,
New York
14. Powell G l F, Bee J V 1996 Secondary carbide
precipitation in a 18 wt. %Cr-1wt. % Mo white
iron. J. Mater. Sci. 31, 707—11
15. Rios P R 1987 A Theory for grain boundary
pinning by particles, Overview no. 62. Acta Metall.
35, 2805—14
16. Rios P R 1991 Method for the determination
of mole fraction and composition of a multicomponent
fcc carbonitride. Mater. Sci. Eng. A. 142,
87—94
17. Sourmail T 2001 Precipitation in creep resistant
austenitic stainless steels. Mater. Sci. Technol.
17, 1—14
28 Аустенит: осаждение
18. Tabrett C P, Sare I R, Ghomashchi 1996
Microstrutureproperty relationships in high chromium
white iron alloys. Int. Mater. Rev. 41,
59—82
19. Villars P, Prince A, Okamoto H 1995 Handbook
of Ternary Alloy Phase Diagrams. ASM International,
Ohio
20. Weiss B, Stickler R 1972 Phase instabilities
during high temperature exposure of 316 austenitic
stainless steel. Metall. Trans. 3, 851—66
21. Yang K H, Choo W K 1994 The variants of
the orientation relationship between austenite and
cementite in Fe-30wt. %Mn-1,0wt. %C alloy.
Acta Metall. Mater. 42, 263—9
22. Zou H, Kirkaldy J S 1991 Carbonitride precipitate
growth in titanium/niobium microallyed
steels. Metall. Trans. A. 22A, 1511—24
П.Р. Риос и А.Ф. Падила
Федеральный университет
Рио-де-Жанейро, Бразилия