Эти процессы имеют много общих черт с точки зрения влияния на свойства металлов, и поэтому они часто рассматриваются как одно явление — старение.
Деформационное старение — это процесс изменения механических свойств холоднодеформированного металла после длительного вылеживания или кратковременных нагревов до 100—300 °С.
Определяющую роль при протекании деформационного старения играют диффузионные процессы. При комнатных температурах эффект деформационного старения может проявиться через очень длительное время (месяцы и годы), а при нагреве — за 0,5—2 ч.
Увеличение степени предварительного наклепа (пластической деформации) с последующим старением приводит к повышению характеристик прочности и снижению характеристик пластичности и ударной вязкости, причем это изменение затухает при деформации, равной — 10 %.
При пластическом деформировании сталей перлитного класса скольжение возникает в первую очередь в ферритных зернах, поэтому малоуглеродистые стали наиболее склонны в деформационному старению, так как в последних имеется большое количество структурно свободного феррита. Как установлено, процесс деформационного старения может протекать и при отсутствии структурно свободного феррита в стали за счет феррита, входящего в состав перлита.
В котлостроении в основном используются стали с низким содержанием углерода, и при изготовлении многих деталей паровых котлов (например, при гибке труб) металл получает значительную пластическую деформацию в холодном состоянии без последующей термической обработки. Если такие детали предназначены для работы в температурной области 200—300 °С, то следует иметь в виду, что в них проявится процесс деформационного старения и произойдет значительное снижение ударной вязкости.
Деформационное старение является результатом взаимодействия дислокаций между собой и с растворенными путем внедрения атомами.
Дисперсионным твердением называется процесс упрочнения быстро охлажденного сплава в результате его последующего нагрева Дисперсионное твердение может развиваться только в сплавах, а не чистых металлах, так как оно обусловлено образованием и выпадением из твердого раствора вторичных фаз. В сталях вторичными фазами являются карбиды и интерметаллические соединения.
Если нагретый сплав алюминия с 4% меди медленно охлаждать, то при температуре 500 °С из твердого раствора начинается выпадение химического соединения CuAl2 и при комнатной температуре твердый раствор окажется почти свободным от меди. Твердость медленно охлажденного сплава незначительна (400 Мн/м2).
При быстром охлаждении этого сплава с температуры 500 °С (закалка) выделения CuAl2 из твердого раствора «е успевает произойти, поэтому последний оказывается пересыщенным медью. Твердость сплава, измеренная непосредственно «с после закалки, составляет 600 Мн/м2, а через 24 ч — 800 Мн/м2. Это повышение твердости связано с изменением кристаллической структуры сплава. Рентгеноанализ показывает, что в закаленном сплаве начинается перемещение атомов меди, которые собираются на отдельных гранях кристаллической решетки.
Скопления меди представляют собой пластинки, размеры которых составляет 10-7—10-6 см, а толщина — два-три атомных слоя. Эти выделения получили название зон Гинье—Престона.
Размеры атома меди меньше, чем у атома алюминия, поэтому медные пластинки имеют малый удельный объем по сравнению с удельным объемом твердого раствора. Это приводит к возникновению внутренних натяжений на границах пластинчатых образований меди. Если учесть, что суммарная поверхность выделенных пластинок меди огромна, то внутренние натяжения вызывают значительное упрочнение всего объема сплава.
При нагревах сплава на 100—150 °С выделение меди из твердого раствора интенсифицируется и пластинки становятся толще, что приводит к увеличению прочности сплава. Нагрев сплава до 200 °С приводит к изменению структуры и дальнейшему росту внутренних напряжений, которые вызывают пластический сдвиг на границе, в результате которого связь между структурами нарушается и происходит выделение из твердого раствора кристаллов CuAl2. Выделившиеся кристаллы CuAl2 сначала настолько мелки, что они обнаруживаются микроскопом только после коагуляции. Рентгеноанализом выпадение кристаллов CuAl2 фиксируется на более ранней стадии процесса.
Выделение кристаллов CuAl2 сопровождается разупрочнением сплава. Таким образом, повышение характеристик прочности (и твердости) при дисперсионном твердении имеет место в первый период этого процесса, когда происходят выпадение вторичных фаз и образование промежуточных структур. Образование конечных структур, свойственных сплаву при его медленном охлаждении, вызывает разупрочнение.
Твердые растворы аустенита при изотермическом распаде после значительного разупрочнения вновь упрочняются. Причиной вторичного упрочнения является выделение из твердого раствора нескольких фаз, время выделения которых не совпадает.
Процесс дисперсионного твердения в сталях происходит значительно сложнее, чем в сплаве алюминия с медью. У сталей выпавшая новая фаза метастабильна, так как в процессе укрупнения кристаллическая структура ее меняется. По данным Г. В. Курдюмова и И. П. Арбузова, кристаллическая решетка карбидов, выпадающих при низкотемпературном отпуске закаленной стали, отличается от кристаллической решетки цементита (Fe3C).
В легированных сталях сложного состава, наряду с образованием карбида железа Fe3C, могут возникать карбиды легирующих элементов Cr23C6, Cr4С , TiC, МоС, VC, Nb4C и т. д., а также двойные и более сложные карбиды, например Fe3W3C, W3Co3C, W6Nb6C (приближенный состав), и интерметаллические соединения, например FeCr, Fe2Ti, Fe3Nb2, Ni3Ti, Fe2Ti и т.д.
Дисперсионное твердение может развиваться в процессе длительной работы деталей, работающих при высоких температурах, например в аустенитных сталях, которые для получения однородного аустенита подвергаются термической обработке—аустенизации (закалке на аустенит), заключающейся в быстром охлаждении стали, нагретой до 1050—1150 °С. При нагреве до указанных температур легирующие элементы, образующие твердые растворы замещения и внедрения, а также большинство карбидов растворяются в у-железе. Быстрое охлаждение делает у-твердый раствор пересыщенным, поэтому при рабочих температурах происходит выделение из твердого раствора карбидов или интерметаллических соединений.
Если вторичные фазы достаточно мелкодисперсны и равномерно распределены по всему объему стали, то создается максимальное упрочнение металла и повышается сопротивление пластическому деформированию. Однако при коагуляции выпавших фаз начинается процесс разупрочнения («перестарения»). Поэтому иногда целесообразно, чтобы в результате термической обработки выпадение вторичных фаз не заканчивалось, а происходило во время работы детали, что позволит увеличить период времени до наступления перестарения.
Процесс дисперсионного твердения может иногда привести к нежелательным результатам. Концентрация примесей на границах зерен сталей выше, чем в теле зерна, и, кроме того, вследствие более легкого протекания пропроцессов диффузии и самодиффузии образование новой фазы происходит в первую очередь в пограничных зонах.
При коагуляции частиц выпавшей фазы на границах зерен может образоваться пленка хрупкой составляющей, благодаря чему произойдет снижение пластичности, а особенно — ударной вязкости.
Качественный ПВД пакет доступен для заказа при переходе по ссылке. ПВД пакеты для различных сфер применения.
