Диаграммы состояния металлических сплавов представляют обоб­щенные результаты изучения хода затвердевания и структурно-фазо­вых превращений в выбранных системах. Эти диаграммы позволяют определить температуры начала и конца затвердевания сплавов, их структуру для различных температур и превращения, которые сплавы претерпевают при охлаждении и нагревании.

При построении диаграмм состояния сплавов по оси абсцисс откла­дывают концентрацию каждого компонента (от 0 до 100%), по оси ординат — температуру. Каждому составу сплава при определенной температуре отвечает определенная одна точка на диаграмме. Наука о структуре металлов и сплавов называется металлографией. Для ис­следования структуры металлов и сплавов применяют металл о — микроскопы и рентгеновские аппараты.

Диаграммы состояния сплавов строят на основании их изучения методами термического, микроскопического, рентгеноструктурного, электросопротивления, магнитного и других анализов.

При термическом анализе определяют температуру начала и кон­ца затвердевания сплавов при переходе их из жидкого состояния в твердое, а также температуру всех превращений, происходящих в спла­ве в твердом состоянии. Для термического анализа приготовляют ряд сплавов с постепенно изменяющимся содержанием одного из компонен­тов сплава (например, 10, 20, 30, 40% и т. д.). Серию таких сплавов нагревают и расплавляют, а затем медленно и равномерно охлаждают. При помощи термопары через определенные промежутки времени от­мечают температуру сплава. На основании полученных данных строят серию кривых охлаждения и нагревания в координатах температура — время, характерные точки которых переносят на диаграмму состо­яния.

Первый тип диаграммы состояния характери­зуется тем, что компоненты неограниченно растворимы в жидком сос­тоянии, совершенно нерастворимы в твердом состоянии и образуют механическую смесь своих кристаллов. По диаграмме состояния перво­го типа кристаллизуются системы Pb—Sb, Sn—Zn; Pb—Ag и др.

Температуры затвердевания сплавов системы РЬ—Sb

Сплавы

Содержание компонентов (вес). %

Температура затвердевания, °С

Sb

РЬ

начало

конец

і

100

327

327

и

Б

95

296

243

ш

10

90

260

243

IV

13

87

243

243

V

20

80

280

243

VI

40

60

395

243

VII

80

20

570

243

VIII

100

0

631

63!

Для примера построим диаграмму состояния сплавов системы РЬ— —Sb (рис. 30). Температуры начала и конца затвердевания спла­вов этой системы (при медленном охлаждении) приведены в табл. 1.

Кривые охлаждения свинца и сурьмы (рис. 30) имеют только по одной горизонтальной площадке, соответствующей температуре их затвердевания. На каждой из кривых охлаждения сплавов имеется пере­гиб или площадка при температурах, фиксирующих начало и конец зат­вердевания. Верхние точки, при которых начинается затвердевание рассматриваемых сплавов, существенно отличаются друг от друга по температуре. Нижняя критическая температура затвердевания для всех сплавов свинца и сурьмы одинакова — она равна 243° С.

Перенося точки начала и конца затвердевания кривых охлаждения всей серии сплавов на график состав сплава — температура, получим диаграмму состояния системы РЬ—Sb.

Выше линий АС и СВ сплавы любого состава находятся в жидком состоянии. Эти линии фиксируют начало затвердевания сплавов, их называют линиями ликвидуса (ликвидус — жидкий). Прямая линия DCE соответствует концу затвердевания сплавов и называется линией солидуса (солидус — твердый). Ниже этой линии сплавы любого состава находятся в твердом состоянии. Между линиями ликвидус и солидус сплавы состоят из двух фаз: жидкой и твердой. На линии АС начинается кристаллизация чистого свинца из сплавов, содержащих менее 13% сурьмы. На линии ВС — кристаллизация чистой сурьмы из сплавов, содержащих боле 13% сурьмы. В точке С, отвечающей сплаву с 13% Sb и 87% РЬ при температуре 243° С, про­исходит одновременная кристаллизация обоих компонентов сплава с образованием тонкой механической смеси. Полученную после за­твердевания структуру сплава называют эвтектикой (на рисунке обозначена буквой С), а сплав, соответствующий точке С, называется эвтектическим сплавом. Он обладает самой низкой температурой плав­ления по сравнению с остальными сплавами. Сплавы, состав которых находится на диаграмме левее точки С, называют доэвтектическими, а правее — заэвтектическими.

Доэвтектический сплав выше линии АС находится в жидком сос­тоянии. При охлаждении ниже линии АС из сплава начинают выпадать кристаллы чистого свинца, обладающего более высокой температурой затвердевания, чем остающаяся жидкая часть сплава, постепенно обо­гащающаяся сурьмой. Выделение кристаллов чистого свинца из жид­кой фазы будет продолжаться вплоть до температуры 243° С, т. е. до линии эвтектики DCE. При этой температуре оставшаяся часть жидкой фазы содержит 13% Sb, и она затвердевает с образованием эвтектики.

Рис. 31. Диаграмма состояния
системы Си — Ni и микро-
структуры медноникелевых
сплавов:

а — чистая медь; б — сплао, содер­жащий 30% Ni (твердый раствор различной концентрации — светлые участки обогащены цих ел ем; темные участки обогащены медью); в — то же, после ковки и диффузионного отжига (однородные зерна твердого раствора); а —чистый никель

При охлаждении заэвтектических сплавов ниже линии ВС из жид­кого сплава начинают выпадать кристаллы чистой сурьмы, обладаю­щей более высокой температурой затвердевания, чем остающаяся жидкая часть сплава; поэтому последняя обедняется сурьмой, и ее состав начинает приближаться к эвтектическому. При температуре, соответствующей линии DCE (243° С), эта часть сплава будет содержать 13% Sb и по мере дальнейшего понижения температуры затвердеет с образованием эвтектической смеси. Таким образом, заэвтектические сплавы затвердевают аналогично доэвтектическим сплавам с той раз­ницей, что ниже линии ликвидуса из жидкости выделяется не свинец, а сурьма.

Второй тип диаграммы состояния, в котором компонен­ты неограниченно взаимно растворимы в жидком и в твердом состоя­нии, образуют однородные твердые растворы.

По этому типу диаграмм затвердевают сплавы Си—Ni; Со—Ni; Fe—Ni и др. В указанных системах образуются однородные твердые растворы, так как составляющие их компоненты имеют одинаковый тип кристаллических решеток при разнице в атомных размерах не более 8%.

В качестве примера второго рода диаграмм состояния на рис. 31 приведена система Си—Ni. По внешнему виду эта диаграмма напоми­нает чечевицу, верхняя часть которой ограничена линией ликви­дуса (линия 1РВК’2), а нижняя — линией солидуса (линия 1К"тп2).

В отличие от системы РЬ—Sb затвердевание сплавов Си—Ni на­чинается с выделения из жидкости кристаллов твердого раствора (Си и Ni). Сплав с 30% Ni (точка А) при 1400° С (точка а) будет жидким. В точке А" из жидкости выпадут кристаллы твердого раствора Ni—Си состава, соответствующего точке п, на диаграмме (73% Ni); при ох­лаждении сплава сг точки А’ до точки А" состав остающейся жидкос­ти изменяется от точки А’ до точки Р. Последняя капля жидкости содержит всего лишь 7% Ni. Состав кристаллов твердого раствора, выпадающих в ходе затвердевания, изменяется вдоль линии солидуса от точки п до точки А"- Последним затвердеет кристаллик состава, соответствующего точке А" (30% Ni).

Таким образом, при затвердевании сплава этой системы наблюда­ется непрерывное изменение составов жидкой фазы и образующихся кристаллов твердых растворов.

Первые твердые частицы, которые формируются из центров крис­таллизации, и главные оси дендритов (оси первого порядка) в затвер­девшем сплаве сильно обогащены тугоплавким компонентом, т. е. Ni; по мере понижения температуры и формирования осей последую­щего порядка в твердой фазе увеличивается содержание Си. Остаю­щаяся жидкость обогащается медыо, т. е. более легкоплавким компо­нентом. В результате кристаллизации структура сплава получается неоднородной, так как диффузия не успевает выравнивать состав обра­зующегося твердого раствора.

На рис. 31, а приведена микроструктура чистой меди, на рис. 31, а — микроструктура чистого никеля. Микроструктура сплава, со­держащая 30% никеля, показана на рис. 31, б. Светлые участки пред­ставляют твердый раствор, обогащенный никелем, темные — твердый раствор, обогащенный медью. Внутри отдельных зерен элементы рас­пределены неравномерно; такое явление называют внутридендршпной ликвацией. Нагрев до температуры, лежащей на 50—100° С ниже линии солидуса, и выдержка при этой температуре выравнивают состав (рис. 31, в).

Третий тип диаграмм состояния; в жидком сос­тоянии компоненты взаимно неограниченно растворимы; в твердом — обладают ограниченной растворимостью, образуя при кристаллиза­ции эвтектику. На рис. 32 приведен этот тип диаграммы Кристалли­зация доэвтектических сплавов по линии ликвидуса АС начнется выделением из жидкого раствора кристаллов твердого раствора а (твердый раствор компонента В в кристаллической решетке компо­
нента А). Кристаллизация заэнтектнческих сплавов по линии СВ нач­нется выделением из жидкой фазы кристаллов твердого раствора р {твердый раствор компонента А в кристаллической решетке компонен­та В). Эвтектика Э в точке С состоит из двух твердых растворов аир. Их составы меняются по линии солидус ADCEB. Предельная раство­римость компонента В в кристаллической решетке компонента А со­ответствует точке D при эвтектической температуре. Предельная раст­воримость компонента А в кристаллической решетке компонента В соответствует точке Е при этой же температуре.

Структура сплавов, расположенных левее точки D (в области твердого раствора), состоит из однородного твердого раствора а. Струк­тура сплавов, расположенных пра­вее точки Е, состоит из однород­ного твердого раствора {3.

С понижением температуры растворимости компонентов В в А и А в В уменьшаются (линии Dl и Ет). Вследствие этого из твердых растворов выделяются избыточ­ные фазы. Из твердого раствора х, например, выделяются вторич­ные кристаллы твердого раствора рп переменного состава; из твердо­го раствора р — кристаллы твер­дого раствора ац — Составы этих вторичных кристаллов определя­ются соответственно линиям Ет и DL

Сплавы состава левее точки I состоят из однородного твердого правее точки т — из однородного твердого раство-

стоятєльньїй компонент, а диаграмму состояния этого типа как две или несколько сочлененных диаграмм.

Рассмотрим диаграмму состояния системы, состоящей из компо­нентов А и В, которые образуют между собой устойчивое химическое соединение АтВп (рис. 33). Температура плавления его может быть ниже или выше температур плавления исходных компонентов А и В.

Эту диаграмму состояния следует рассматривать как состоящую из двух диаграмм первого типа.

Затвердевание системы А—АтВп происходит по линии Л, С, По линии Л, Е, кристаллизуется компонент Л, а по линии Е1 Сг хими­ческое соединение АтВ„.

Окончательное затвердевание сплава происходит при эвте­ктической температуре го линии DjfjFi. В точке Ех одновременно кристаллизуют­ся Л и АтВп. Сплав такого состава после затвердевания имеет эвтектическое строе­ние.

Затвердевание сплавов системы АтВ —й, начинает­ся го линии CjE2Bх. При этом по линии С4 Е2 крис­таллизуется химическое сое­динение АтВп, а по линии EzBl чистый компонент В.

Полное затвердевание этих сплавов происходит при эвтектической температуре по линии КE2L,. Эвтектический сплав, отвечающий точке Е2, состоит из АтВп + В.

По четвертому типу диаграммы состояния затвердевают сплавы Mg—Pb, Со—Sb, Mn—Si и ряд других.

Пользуясь диаграммой состояния, можно определять не только области существования фаз и их качественный состав при любой тем­пературе, но и количественное соотношение между отдельными фа­зами. Для этой цели служит правило отрезков. Например, чтобы установить количественное соотношение фаз в точке k при тем­пературе t (см., например, рис. 30), через эту точку следует провести линию, параллельную оси абсцисс. Точка л соответствует соста­ву твердой фазы (100% Sb), а точка I — составу жидкой фазы сплава.

Если Q — масса сплава, (}.ж — масса жидкой фазы и QT — масса твердой фазы, а отрезки Д7 и Кп обозначить у и х, то по правилу отрезков можно получить следующие соотношения:

Qt. j/_. _Q>k _ у. _0т_ = х Q X Q x +у ‘ Qm x + ij’