Изменение морфологии

Рис. 2.3. Изменение микротвердости О (/) и пластической деформации г (2) поверхностных слоев детали из сплава ХН51ВМТЮКФР в -зависимости от механической обработки h

Рис. 4.4. Изменение микротвердости алюминиевого сплава В95, упрочненного имплантацией ионов меди / - исходное состоянии; 2 - после испытаний на трение

Рис. 7.9. Изменение микротвердости по толщине слоя, имплантированного ионами Мо+, Ti, B+, для образцов стали 45 (1-3) и стали 12Х18Н10Т (4-6)

В пределах одного метода на возможность возникновения дефектов основное влияние оказывают обычно режимы обработки (см. рис. 17). Например, при шлифовании имеется опасность при-жогов — местных изменений структуры поверхностного слоя ме-т^лла, как следствие высоких мгновенных температур, возникающих в зоне резания. В зоне прижога происходят структурные изменения, например, в виде отпуска металла или закалки с отпуском, изменение микротвердости и возникновение остаточных напряжений. Для каждого материала имеется температура прижого-

Рис. 2 иллюстрирует изменение микротвердости на поперечных шлифах, пересекающих диффузионную зону. Участок кривых с микротвердостью 1070 кг/мм2 относится к интерметаллическому соединению NiNb, а участок с микротвер-достыо 690 кг/мм2 — к соединению Ni3Nb. Участки с микро-твердостью примерно от 120 до 450 кг/мм2 относятся к чистому никелю или к твердым растворам ниобия в никеле разных концентраций вплоть до предельного (участок с микротвердостью 450 кг/мм2 — одинаковый по всей глубине слоя твердого раствора, полученного отжигом образца в течение 163 час. при 1100° С).

Деформационные критерии: а) изменение прогиба в процессе испытания; б) изменение диаграммы циклического деформирования; в) изменение микротвердости; г) размер пластически деформированной зоны у вершины усталостной трещины; д) снижение ударной вязкости; е) изменение газовой плотности и др.

Одним из наиболее важных методических факторов при испытании на микротвердость является выбор величины нагрузки на индентор. Имеется достаточное количество экспериментальных данных, показывающих, что микротвердость материалов при комнатной температуре зависит от нагрузки. Причем с уменьшением последней микротвердость возрастает [130]. Такая зависимость проявляется наиболее резко при малых нагрузках. Ряд авторов объясняют такое изменение микротвердости при снижении нагрузки увеличением инструментальных погрешностей, связанных с точностью приложения нагрузки и измерения диаго-

Прямым подтверждением этого служит зависимость,, характеризующая изменение микротвердости испытанных образцов при различных значениях удельной энергии удара (рис. 15). Кроме того, уменьшение скорости изнашивания при высоких значениях удельной энергии удара связано с дроблением абразивных частиц.

Рис. 48. Изменение микротвердости по глубине для образцов из легированных сталей:

С увеличением содержания циркония значительного повышения износостойкости и удароустойчивости не наблюдалось (рис. 9). Наибольшая удароустойчивость отмечена при содержании 0,11— 0,14% Zr. С увеличением содержания циркония и кремния микротвердость цементита возрастает с 8,12 до 10,72 кН/мм2, а эвтектои-да с 3,02 до 4,53 кН/мм2. Почти аналогичное изменение микротвердости этих структурных составляющих наблюдали при легировании чугуна одним кремнием (см. рис. 4).

а — излом, Х9; б — ветвление трещины, Х9; в — изменение микротвердости в зависимости от глубины поверхностного слоя; /— аварийная пластина; 2 — бездефектная

Исследуя изменение морфологии поверхности, можно установить ряд закономерностей в изменении ее структуры. Так, в исходном (необлученном) состоянии поверхность твердого сплава представляет собой совокупность зерен карбидов, связанных между собой кобальтовой прослойкой (рис. 6.14. а). Границы фаз при этом четко выражены. После облучения поверхности пучком с плотностью мощности 1.2 Дж/см-(рис. 6.14, 6) наблюдается начало плавления межфазных границ и их "размывание". Увеличение мощности пучка приводит к образованию на поверхности материала трещин и микрократеров (рис. 6.14, в, г).

Рис. 6.14. Изменение морфологии поверхности сплава WC-Co в зависимости

Рис. 5. Изменение морфологии эвтектики от стержневой к пластинчатой на основе анализа удельной энергии поверхности раздела [29].

Вследствие процессов растворения одного из компонентов и повторного выделения его при изотермических или циклических отжигах, поверхности раздела в эвтектических композициях, упрочненных монокарбидами тантала, гафния или ниобия, утрачивают свою стабильность. На рис. 22 показана микрофотография боковой поверхности нитевидного кристалла ТаС после термоциклиро-вания эвтектики Со (Cr, Ni) — ТаС в интервале 1100° С ^ 400° С в течение 2000 циклов. Первоначально гладкие боковые поверхности усов после термоциклирования превращаются в зазубренные. Естественно, такое изменение морфологии нитевидных кристаллов в первую очередь отражается на механических свойствах. Нестабильность поверхностей раздела иного рода может быть связана с растворением упрочняющей фазы в процессе получения композиции или при высокотемпературных испытаниях. Например, жаропрочные композиции на основе никеля или ниобия армированные вольфрамовой проволокой, получают вакуумной пропиткой расплавом. Уже при заливке вольфрамовая арматура

Аустенитные стали имеют, как правило, однофазную микроструктуру. Основными исключениями являются присутствие б-феррита (при наличии в достаточном количестве стабилизирующих его элементов, таких как хром, кремний или титан) и образование (в некоторых сталях) индуцированного деформацией мартенсита. Мартенсит может быть представлен или о. ц. к. «'-фазой, или г. п. у. е-фазой, или обеими фазами вместе в зависимости от стали. Согласно некоторым данным присутствие б-фазы повышает стойкость против КР [66, 91, 96], хотя этот вывод мог быть более однозначным, если бы одновременно были исследованы и стали без феррита [66, 91]. При испытаниях в водороде, где основным эффектом является уменьшение параметра относительного сужения, наличие б-феррита влияет на морфологию разрушения: растрескивание происходит по границам аустенита и б-фазы [97]. В сталях 304Z, и 309S такое изменение морфологии разрушения не сопровождалось дополнительным уменьшением относительного сужения по сравнению со сплавом без феррита [72, 97, 98]. Можно предположить, что б-феррит способен оказывать влияние на распространение трещины либо как менее «растрескивающаяся» фаза, либо как фаза, в которой затруднен процесс электрохимического заострения вершины трещины (этот процесс будет более подробно рассмотрен в дальнейшем) [60, 64]. Поскольку при испытаниях в водороде этот процесс не происходит, в этих условиях (потери вязкости) роль б-феррита должна быть другой.

При ориентировках <100> и <110>, в зависимости от знака приложенного напряжения, можно получать частицы у'-фазы в виде пластин и в виде стержней. При ориентировке <100> отжиг в условиях растяжения приводит к образованию пластинчатых (слоистых) выделений у '-фазы, тогда как в состоянии сжатия образуются стержнеподобные выделения. При ориентировке <110> происходит обратное, а с переходом к ориентировке <111> изменение морфологии не вызывается ни

сжатием, ни растяжением. На изменение морфологии выделений под воздействием напряжения влияет и знак размерного несоответствия решеток. Вышеописанные результаты относятся к сплавам с отрицательным размерным несоответствием. Показано, что изменения морфологии выделений г'-фазы могут влиять на характер текучести кристаллов сплава U-700 [66]. Предел текучести кристаллов с ориентировкой <100> возрастал, если вместо выделений кубической формы образовывались стержнеподобные или пластинчатые, но последние до 760 °С давали больший эффект (рис. 3.14). При еще более высоких температурах влияние морфологии выделений на прочность было незначительным. Однако при испытании на длительную прочность обнаружено существенное улучшение свойств кристаллов сплава системы никель—алюминий—молибден-тантал с ориентировкой <100> [67]. Скорости установившейся ползучести у гомогенизированных образцов (охлаждение на воздухе) оказались ниже, а долговечности выше, чем у образцов, подвергнутых стандартной термической обработке. Предварительное деформирование в условиях ползучести приводит к еще большему улучшению свойств, если в процессе ползучести на ее первичной стадии образуются пластинчатые или слоистые выделения г'-фазы. Содержание молибдена в сплаве является фактором критическим, поскольку сопротивление ползучести достигает максимума на пределе растворимости молибдена в у-фазе [68]. В заключение отметим, что оптимального упрочнения сплавов системы Ni-Al-Mo—X слоистыми выделениями у '-фазы достигают, если у матрица насыщена молибденом, и это состояние характеризуется большим отрицательным tslts' размерным несоответствием. Пока не ясно, могут ли быть эти результаты реализованы в сплавах, предназначенных для долговременной эксплуатации.

Мы видели, что применительно к высокоуглеродистым сплавам различные режимы термической обработки в виде гомогенизации с последующим старением не приводят к существенным переменам в соотношении прочность—пластичность из-за высокой стабильности первичных карбидных выделений типа МС. Присутствие эвтектических островков М23С6- еще один фактор, подавляющий чувствительность этих сплавов к термической обработке. И только применение изостатическо-го прессования под высоким давлением прокладывает путь к дальнейшему исследованию возможностей их Термической обработки. В плане упрочнения такой фактор, как изменение морфологии эвтектических выделений М23С6, видимого эффекта не дает. Поэтому в последние годы при разработке новых материалов на кобальтовой основе стремятся изменить карбидный баланс в пользу более устойчивых выделений МС и свести к минимуму количество первичных и эвтектических выделений М23С6.

Электронно-микроскопические данные показывают, что в процессе эксплуатации происходят изменение морфологии цементитных пластин, увеличение скалярной плотности дислокации и изменение дислокационной структуры, которая из сетчатой становится ячеисто-клубковой. Происходит фрагментация цементитных пластин путем перерезания их дислокациями, что приводит к уходу атомов углерода из цементита. Установлено, что объемная доля цементита в перлите за 30 лет эксплуатации уменьшается на 20-30 %. На электронно-микроскопических снимках длительно эксплуатированных труб (20 лет и более) по границам зерен перлита наблюдаются частицы вновь образованного карбида и увеличение количества изгибных контуров [93]. На образцах параллельно со структурными исследованиями проводились измерения микротвердости с помощью микротвердомера ПМТ-3 и определение остаточного напряжения (Ad/d) с применением рентгеновской методики. Полученные данные показывают, что с увеличением длительности эксплуатации металла труб значения микротвердости в области концентраторов.напряжений увеличиваются от 22-Ю8, а значения Ad/d в основном металле увеличиваются от 5,0-10"4 до 5,3-10"4 ПА и в сварном шве от 4,9-Ю-4 до 5,1-Ю"4 ПА. Эти факты указывают на охрупчивание локальных областей трубных сталей в процессе эксплуатации. На это же указывает извилистое распространение усталостных трещин, которое наблюдается в состаренных трубных сталях [91].

образца, или путем измерения электрического потенциала. Оба эти метода требуют предварительной калибровки и, вероятно, изменение морфологии трещины — ветвление или притупление ее может пошшять на точность количественной интерпретации результатов измерений.

Критерии оценки коррозионной стойкости материалов могут быть качественные и количественные. Качественным критерием является оценка изменений, произошедших в ходе коррозионных испытаний с внешним видом испытуемых образцов и коррозионной средой. Оценка изменений внешнего вида образца может быть визуальной или проводиться с применением микроскопов — определяется изменение морфологии поверхности металла и ее окраски. Об изменениях в коррозионной среде судят по нарушению ее цветности и появлению в ней нерастворимых продуктов коррозии. Разновидностью качественных методов являются индикаторные методы, основанные на изменении цвета специально добавляемых в коррозионную среду реактивов под действием продуктов растворения испытуемого материала. В практике испытаний сталей таким реактивом часто является смесь ферро- и феррицианида калия, в результате взаимодействия которой с ионами двухвалентного железа образуется «турбулевая синь» — ярко окрашенные области синего цвета. Качественным индикатором при исследовании коррозии алюминия и его сплавов является ализарин, окрашивающий зоны преимущественного растворения в красный цвет.