книги / Строение и свойства металлических сплавов

Менее ясно влияние легирования на склонность мартенсита

кхрупкому разрушению (разрушению не предшествует замет­ ная макропластическая деформация). Известно, что склонность

кхрупкому разрушению возрастает с увеличением содержания углерода в растворе [313—315].

Характерно изменяется сопротивление мартенсита отрыву 5 Г

данным. Испытания на статический изгиб надрезанных образцов показывают, что легированный мартенсит отличается, как правило, более высоким сопротивлением разрушению [313]. Особенно эффективно в этом смысле влияет никель. Из данных, приведенных в табл. 31, видно, что при почти равном оь (простое растяжение) в случае комплексного легирования конструкцион­ ной стали прочность отпущенного мартенсита повышается.

339

подвижность дислокаций и атомов углерода и, следовательно, улучшать условия для равномерного распределения углерода в растворе.

Химическая и структурная неоднородность и механические свойства титановых сплавов

Реальные металлические сплавы, как правило, химически неоднородны (см. далее гл. XI). Неравномерное распределение примесей большей частью связано с дефектами структуры, т. е. со структурной неоднородностью и существенно влияет на механические свойства сплава. Ниже рассмотрены некоторые аспекты этого вопроса, главным образом на примере титановых сплавов.

После р — a -превращения в титане возникает, как правило, пластинчатая структура. Если такую структуру насытить радио­

340

активными изотопами даже при относительно невысоких темпе­ ратурах (в a -области), то изотопы проникают в глубь образца не по границам зерна, как это наблюдается для большинства металлов (см. гл. III), а по границам пластин a -фазы, что указывает на особую структуру этих границ.

Титан и серию титановых сплавов (табл. 32) исследовали с использованием авторадиографии, рентгепоструктурного и электронномикроскопического методов [231].

Образцы после гомогенизации подвергали диффузионному насыщению в ^-области радиоактивным углеродом С14 и радио­

довольно равномерное распределение элементов, каким оно было, очевидно, в исходной p-фазе до превращения. При более медлен­

кель), растворимость которого в a-фазе ничтожно мала, устремляется из участков, в которых образуются иглы а-фазы, на границы раздела этих фаз. В отличие от него а-стабилизатор (углерод) сосредоточивается преимущественно в центральных зонах а-пластины, т. е. возникает встречный поток атомов нике­ ля и углерода.

Если произвести одновременное насыщение никелем и угле­ родом, то на авторадиограмме будут видны тонкие черные границы a -фазы, обогащенные Ni63, и темные зоны внутри пластины, обогащенные С14 Между ними вблизи границ а-пластин возникает зона, обедненная легирующими элемента­ ми: светлый участок на авторадиограмме (рис. 152). При этом

341

Термодинамически возникновение химической микронеодно­ родности при полиморфном превращении объясняется различ­ ной растворимостью элементов а- и 0-фазах. После перехода титана из р- в «-состояние элементы, стабилизирующие 0-фазу и имеющие ничтожную растворимость в a-фазе, вытесняются на поверхность раздела этой фазы. Как только в матричной фазе появляются продукты превращения, на границе фаз возникает градиент химического потенциала, который и является движущей силой процесса перераспределения чужеродных атомов. Однако процесс гетерогенизации идет во времени и, кроме термодинами­ ческого фактора, надо учесть кинетические возможности реали­ зации процесса перераспределения примесных атомов, который осуществляется посредством диффузии. В описанных опытах вызывала удивление большая скорость перераспределения ато­ мов, в том числе тех, которые образуют твердые растворы замещения никеля, хрома и др.; в процессе охлаждения они перемещались на большие расстояния (десятки микрон). Был сделан ориентировочный расчет времени диффузии никеля на расстояние, равное ширине иглы «-фазы, в сплаве ВТ-5 и опре­ делен коэффициент диффузии никеля в интервале температур перераспределения. Оценка показала, что при перераспределении примесей в процессе охлаждения имеет место ускоренная диф­ фузия (приблизительно на 4 порядка).

Как указывалось выше, концентрационная неоднородность, возникающая в процессе охлаждения, отличается большой тер­ мической стабильностью. Расчет показал, что для диффузии углерода на расстояние 15 мкм (средняя толщина a -фазы в сплаве ВТ-10) требуется 10 ч. Фактически более длительная выдержка при 700—750° С не привела к полному выравниванию неоднородности в распределении углерода.

Как известно, в стали игольчатая форма a-фазы, возникаю­ щая при закалке, в процессе последующего нагрева легко переходит в полиэдрическую. В титановых сплавах этого не наблюдается даже после длительного нагрева в a -области. Так, в работе [59] показано, что после отжига технического титана при 750° С в течение 150 ч сохраняется еще некоторая преиму­ щественная диффузия Ni63 по поверхности раздела отдельных, не слившихся между собой в полиэдрические зерна пластин а-фазы (рис. 153).

Естественно было предположить, что ускоренная диффузия при охлаждении связана с дефектностью структуры, которая возникает при 0->• a-превращении. По-видимому, границы пла­ стин a -фазы представляют собой области скопления дислокаций и избыточной концентрации вакансий. Структурная неоднород­ ность приводит к появлению полей упругих напряжений, а взаи­ модействие примесных атомов с этими полями обусловливает аномально высокую скорость их перераспределения; вместо случайных перемещений атомов под действием упругих напря-

343

В титановых сплавах роль границ субзерен выполняют,, по-видимому, поверхности раздела а'-пластин. Вычисление по рентгенограммам угловых характеристик внутризеренной струк­ туры показало, что в сплавах ВТ-5 и ВТ-10 после медленного’ охлаждения каждая пластинка a -фазы представляет собой об­ ласть когерентного рассеяния и повернута относительно соседней на небольшой угол порядка 10—12' Вычисленная приближенно по Хиршу плотность дислокаций, локализованных на границах пластин a-фазы, составила 107— 108 см~2.

При последующем нагреве в a-области продолжаются начав­ шаяся при медленном охлаждении перегруппировка дислокаций, и образование более устойчивых конфигураций. Об этом говорит уменьшение угла разориентировки и увеличение числа фрагмен­ тов. В то же время при отжиге уменьшается плотность дисло­ каций и начинается коагуляция а-пластин. При повышении температуры и увеличении выдержки концентрационная неод­ нородность начинает медленно рассасываться. При этом каждая пачка игл a-фазы стремится превратиться в отдельное а-зерно, но этому мешают поверхности раздела, которые весьма устойчи­

вы вследствие обогащения их примесями.

По-видимому, обратный переход а->-‘Р также приводит к повышению плотности дефектов в титане в p-области. В работе-

уменьшением плотности дефектов. Это явление было также об­ наружено в никелевых сплавах (см. гл. III). Характерно, чтопосле циклических превращений монокристаллы титана и цирко­ ния сохраняют одну исходную кристаллографическую ориенти­ ровку, хотя подсчитано, что при многократном переходе фазовой границы теоретически можно получить 57 различных ориентаций. a -фазы. Видимо, дефектность a-фазы, определяемая ее преды­ сторией, сохраняется в р.-модификации, т. е. имеет место устойчивая «наследственность» — такой эффект известен и для стали (Садовский). Вероятно, для снижения плотности дислока­ ций в р-титане нужен очень продолжительный нагрев вблизи температуры плавления. В пользу этого говорит следующий опыт (Мирский): в специальной установке часть образцов чистого титана нагревали до p-состояния, т. е. до 1000° С. При этой тем­

нагревали предварительно в этой же установке до 1600° С, затем охлаждали до 1000° С, после чего наносили никель и производили диффузионный отжиг. Методом снятия слоев определяли коэф­ фициент диффузии. Во втором случае, т. е. после предваритель­ ного отжига при предплавильной температуре, коэффициент диффузии никеля в титане уменьшался в 40 раз (от 9,1 Ю-10 до- 0,24- 10-10 см2!сек).

34Г

Полигональная структура представляет собой одно из наибо­ лее стабильных образований. Такая структура в сочетании с концентрационной неоднородностью является, по-видимому, причиной большой термической устойчивости игольчатой формы a -фазы в титане и его сплавах. Однако, если отжигать титан с малым содержанием примесей, сразу возникают полиэдрические зерна. Этому также способствует пластическая деформация [231].

Для понимания особенностей структуры титановых сплавов важно выяснить строение поверхностей раздела пластин а-фазы. Представляют интерес в этой связи неожиданные результаты (табл. 33), которые были получены при локальном изучении диффузии никеля и углерода в сплаве ВТ-5 после полиморфного превращения методом авторадиографии [293]. Измерение плот­ ности почернения авторадиограмм, полученных с косых срезов после медленного охлаждения, показало, что диффузия никеля по поверхности раздела а-пластины идет медленнее, чем по объему кристалла. В случае охлаждения с печью Д-р в 3,5 раза меньше, чем Дб, а после дополнительного длительного нагрева

проникновение атомов углерода с примерно одинаковым коэф­ фициентом диффузии. При этом был получен второй неожидан­

температурах (700° С) наблюдалась сегрегация атомов углерода на границах пластин.

Необычное соотношение Dm для диффузии по границам пла­ стин и в объеме — более низкое Др, очевидно, связано с особен­

346

пластичности металла. Поэтому разрушение титановых сплавов при повышенных температурах происходит обычно по границам а-пластин. Однако строение поверхности раздела а-пластин все же недостаточно выяснено.

В связи с изложенным существенный интерес представляет связь между наблюдаемой концентрационной и структурной микронеоднородностью, с одной стороны, и механическими свойствами титановых сплавов, с другой.

В работе [231] исследовали титановые сплавы различного состава (с однофазной a-структурой, чтобы гетерофазность не затушевывала эффект «внутренней» неоднородности): ВТ-5 (5,4% Al), ОТ-4 (3,0 % А1, 1,5% Мп} и ВТ-20 (5,7% А1, 0,9% Мо, 1,95% V, 2,4% Zr) (в сплаве ВТ-20 после отжига обра­ зуется структура а + р). Сплавы легированы элементами ста­ билизирующими а- и p-фазы. Как отмечалось выше, в таких сплавах возникает микронеоднородность разного характера.

Данные табл. 34 показывают, что медленное охлаждение из p-области, когда в титановых сплавах возникает резко выра­ женная концентрационная и структурная неоднородность, при­

сями и легирующими элементами, в грубодисперсной структуре, состоящей из пластин a -фазы, приводит, по-видимому, к увели­ чению неравномерности пластической деформации и концентра­ ции напряжений. Это способствует образованию микротрещин, ответственных за снижение прочности и пластичности и повы­ шение чувствительности к надрезу.

В работе Мороз [320] подобное явление наблюдалось для ряда титановых сплавов, легированных р-стабилизаторами: обо­ гащение ими поверхностей раздела игл a-фазы приводило в процессе медленного охлаждения к образованию в этих местах p-фазы. После медленного охлаждения отмечалось особенно сильное (в 2 раза) снижение величины сосредоточенной дефор­ мации, что указывало на появление дефектов структуры.

Замечено, что после медленного охлаждения титана из p-области по сравнению с быстрым охлаждением меняется вид диаграммы деформации, величина истинных напряжений меньше.

Как отмечалось, неоднородное строение титановых сплавов, возникающее после медленного охлаждения, весьма стабильно и при нагреве в a -области рассасывается очень медленно, а на некоторых этапах даже возрастает. Из данных табл. 34 видно, что после длительного нагрева в а-области (750° С, 116 ч) пла­ стичность медленно охлажденных сплавов возрастает, однако

348