|
Главная | Контакты: Факс: 8 (495) 911-69-65 | | ||
Когерентно связанныеЭкспериментальные исследования также подтверждают рассмотренный механизм упрочнения и дают представление о количественных значениях микродеформаций, дефектов структуры, напряженно-деформированного состояния поверхностного слоя стальных материалов, подвергнутых ионно-лучевой обработке [20, 13]. Исследовали влияние ионной имплантации на структуру закаленной углеродистой (сталь 45) и низколегированных (сталь 40Х, 18ХГТ) сталей. Образцы подвергали имплантации ионами меди с энергией 40-60 кэВ и исследовали методами рентгеноструктурного анализа. В связи с малым содержанием легирующих элементов рентгенограммы содержали только один сильный рефлекс a-Fe. Параметр и объем элементарной ячейки решетки (ОЦК) определяли по смещению центра тяжести рефлекса a-Fe. Размер блоков мозаики D (величина областей когерентного рассеяния) и микродеформацию кристаллической решетки е определяли по уширению дифракционного пика методом гармонического анализа. Результаты расчетов названных параметров приведены в табл. 6.1. 1) образование при высокотемпературной пластической деформации особого структурного состояния, заключающегося в уменьшении размеров областей когерентного рассеяния (блоков), возникновении микродеформаций кристаллической При ТМО происходит также измельчение блоков [97, 100, 105]. По данным Г. В. Курдюмова [19], блоки когерентного рассеяния (упруго деформированные блоки, в той или иной степени разориентированные) в пластически деформированной стали примерно на два порядка меньше субзерен, образующихся в результате обычной полигонизации. Обнаружена также и анизотропия получаемой в результате НТМО субструктуры: блоки когерентного рассеяния мартенсита приобретают форму тонких пластинок, расположенных параллельно плоскости прокатки листа [111]. В направлении, перпендикулярном к плоскости листа, блоки когерентного рассеяния в 2,5—3 раза меньше, чем у мартенсита обычной закалки. Наличие кристаллографической текстуры мартенсита, безусловно, предопределяет отмеченную выше анизотропию механических свойств упрочненной стали [111, 112, 121]. Высокая мощность лазерного излучения позволяет использовать в ОНК нелинейные оптические явления, в том числе параметрическую перестройку частоты излучения, самофокусировку света, активную спектроскопию когерентного рассеяния и др. Становится возможным активный оптический контроль, когда дефектные места объекта (дефекты топологии ИС и т. п.) могут локально удаляться испарением под действием луча ОКГ. В чистых металлах и ряде сплавов интенсивные деформации обеспечивают часто формирование ультрамелкозернистых структур с размером зерен 100-200 нм, а иногда и более [3]. Однако сформировавшиеся зерна (фрагменты) имеют специфическую субструктуру, связанную с присутствием решеточных и зерногранич-ных дислокаций и дисклинаций, наличием больших упругих искажений кристаллической решетки, вследствие чего области когерентного рассеяния, измеренные рентгеновскими методами обычно составляют значительно менее 100 нм [12, 3], что и определяет формирование наноструктурных состояний в ИПД материалах. Весьма важная информация об эволюции структуры в процессе интенсивной деформации может быть получена методом РСА. Этот метод позволяет получать статистически надежную информацию о параметре решетки, фазовом составе, размере зерен-кристаллитов (областей когерентного рассеяния — ОКР), микроискажениях решетки, статических и динамических атомных смещениях, кристаллографической текатуре и т. д. [79-82]. При анализе формы профиля рентгеновских пиков следует иметь в виду, что логнормальный закон распределения зерен или кристаллитов малого размера (областей когерентного рассеяния) по размеру приводит к лоренцевой форме профиля рентгеновских пиков [83-86]. Дислокации, хаотично распределенные в теле зерен, приводят к гауссовой форме профиля. Выделим возможные причины, приводящие к обнаруженной разнице в размере зерен, определенном рентгеновским и электронно-микроскопическим методами. Во-первых, каждое зерно в зависимости от его размера может состоять из одного или нескольких кристаллитов (ОКР). Во-вторых, метод РСА, основанный на измерении интегрального уширения профилей рентгеновских пиков, позволяет определять размер областей когерентного рассеяния, соответствующих внутренней области зерен, не включающей в себя приграничные сильно искаженные районы, существующие в нано-структурных материалах, полученных ИПД. Ширина таких районов составляет 6-10 нм (см. §2.2). Их наличие приводит к уменьшению размера ОКР и, следовательно, к уменьшению измеряемого размера зерен. Тонкую структуру пластически деформированного металла обычно оценивают по увеличению ширины рентгеновских интерференционных линий, определяя таким. образом относительную величину микроискажений кристаллической решетки (Да/а) и размеры блоков мозаики (областей когерентного рассеяния). Тонкую структуру пластически деформированного металла обычно оценивают по увеличению ширины рентгеновских интерференционных линий, определяя таким образом относительную величину микроискажений кристаллической решетки (Да/а) и размеры блоков мозаики (областей когерентного рассеяния). Высокоуглеродистой фазой, выделяющейся из раствора, являются чрезвычайно тонкие (толщиной в несколько атомных слоев) пластинки карбида, когерентно связанные с твердым раствором. Рентгенографически и магнитотермически установлено, что при низких температурах отпуска образуется мета-стабильный карбид, отличающийся от цементита. В литературе он обозначен как е-карбид, имеет гексагональную решетку и формулу, близкую к Fe2C. При высоких температурах отпуска (300—400°С) происходит карбидное превращение е-»-РезС (иногда через промежуточный карбид е->->«-><РезС)*. При старении в мартенсите образуются сегрегации в узлах дислокационной сетки, области с упорядоченной структурой или выделяются дисперсные фазы NiTi; Ni3Ti; NiAl; (Ni, Fe) Al; Ni:i(AI, Ti); (Fe, Ni, Co)2Mo; Fe2Mo; Ni:)Nb и др., когерентно связанные с матрицей. Поэтому в мартенсите отпуска образуются лишь высокодисперсные частички карбидов промежуточного состава (Ре,С), когерентно связанные с его решеткой (такая связь означает, что пограничные атомы этих карбидных образований одновременно входят в состав ячеек матричной решетки мартенсита). Часть из освободившихся атомов углерода вместе с имеющимися в стали атомами азота образуют вокруг дислокаций атмосферы Коттрелла. Однако марганцевый аустенит характеризуется хладноломкостью (KCU « 0,3 МДж/м2) при низких температурах (ниже —100 °С), в то время как никелевый аустенит вплоть до -196 °С сохраняет достаточно высокую ударную вязкость (KCU * 3 МДж/м2). Такое различие свойств никелевого и марганцевого ау-стенитов обусловлено существенно меньшими значениями энергии дефектов упаковки в марганцевом аустените (ориентировочно 0,075—0,06 Дж/м2 в интервале от 0 до -196 °С) по сравнению с никелевым (~0,15 Дж/м2). Таким образом, можно регулировать способность аустенита к упрочнению при пластической деформации, изменяя энергию дефектов упаковки в нем посредством рационального легирования никелем и марганцем аустенитных сталей и сплавов. В сплавах с ГЦК решеткой (в том числе и в аустенитных сталях) энергия дефектов упаковки оказывает более существенное влияние на упрочнение, чем рассмотренные раньше виды взаимодействия дислокаций с легирующими элементами. Так, легирующие элементы в стали, снижающие энергию дефекта упаковки, повышают температуру начала рекристаллизации и сужают интервал кристаллизации. Скорость установившейся ползучести ГЦК металлов уменьшается с уменьшением энергии дефектов упаковки. Дефекты упаковки являются центрами выделения когерентных фаз (карбидов, интерметаллидов и др.) в аустенитных сталях и сплавах с ГЦК решеткой. Так, в закаленных аустенитных сталях с 1% ниобия (12Х18Н10Б) или с 1% титана (12Х18Н10Т) при высокотемпературной (~700 °С) выдержке на дефектах упаковки выделяются когерентно связанные с матрицей кубические карбиды NbC и TiC. Мелкодисперсные карбидные частицы (размером до 10 нм) препятствуют движению дислокаций, а также способствуют их размножению, что в конечном итоге приводит к повышению прочности стали (рис. 7.3). В то же время коагуляция кубических карбидов (TiC, NbC), выделяющихся на дефектах упаковки, протекает более медленно, чем карбидов (в том числе и Включения второй фазы, нерастворимые в матрице или когерентно связанные с нею, препятствуют миграции границ и росту зерен. Эффект растворимых включений сложнее. Коа-лесценция включений облегчает рост зерен вследствие ослабления «барьерного» эффекта и появления дополнительной «движущей» силы. Однако миграция границ в этом случае сопряжена с диффузией растворенных атомов, и скорость роста зерен может быть небольшой. С нагревом до высоких температур включения растворяются и рост зерен интенсифицируется. Подобно включениям на кинетику роста зерен влияют и микропоры. Высокоуглеродистой фазой, выделяющейся из раствора, являются чрезвычайно тонкие (толщиной в несколько атомных слоев) пластинки карбида, когерентно связанные с твердым раствором. Рентгенографически и магнитотермически установлено, что при низких температурах отпуска образуется мета-стабильный карбид, отличающийся от цементита. В литературе он обозначен как е-карбид, имеет гексагональную решетку и формулу, близкую к Fe2C. При высоких температурах отпуска (300—400°С) происходит карбидное превращение e-*Fe3C (иногда через промежуточный карбид е-»-х—^Ре3С) *. Хорошо известен эффект дисперсионного твердения, заключающийся в упрочнении сплава при старении, когда в многокомпонентной однофазной системе выделяется равновесная фаза, причем ее появлению может предшествовать выделение промежуточных нестабильных фаз. На начальных стадиях образуются дисперсные частицы, когерентно связанные с матрицей. По мере развития процесса старения количество частиц возрастает, а их размер увеличивается. Критическое состояние структуры связано с потерей когерентности частиц с матрицей, приводящей к укрупнению частиц. мелкодисперсные упрочняющие частицы интерметаллидных фаз (Ni3Ti, NiAl, Fe2Mo, Ni3Mo и др.), когерентно связанные с матрицей. В результате такого механизма упрочнения сплавы обладают высокой прочностью и малой чувствительностью к надрезам, имеют высокое сопротивление хрупкому разрушению и сохраняют эти свойства в широком диапазоне температур — от криогенных до 450...500 °С. Они обладают высокой технологичностью, так как неограниченно прокаливаются, хорошо свариваются, до старения легко деформируются и обрабатываются резанием. Мартенситно-стареющие стали применяются для наиболее ответственных деталей в авиации, ракетной технике, судостроении и как пружинный материал в приборостроении. В табл. 15 приведены данные о свойствах стали 60С2А после изотермической закалки и последующего отпуска, а также после закалки и отпуска, которые показывают преимущества первого процесса термической обработки. Свойства пружинных сталей могут быть существенно повышены ;(см. табл. 10—14) в результате применения процесса динамического старения (или отпуска под нагружением) ?3]. Эта обработка заключается в на-гружении. стали после предварительной закалки и низкого отпуска (при 170—180 РС) при среднетемпературном нагреве (отпуске) внешней нагрузкой, обеспечивающей напряжение в образце до значений 0,7—0,8 предела текучести при этих температурах. Под влиянием этих напряжений общие закономерности изменения свойств закаленных сталей от температуры обычного отпуска или динамического старения одинаковы. Улучшение свойств в результате динамического старения является следствием более полного распада остаточного аустени-та и формирования структурного состояния стали, отличающегося от наблюдаемого после обычного отпуска. Это связано с влиянием напряжений, возникших под воздействием нагрузки, на условия выделения карбидов, их структуру, распределение морфологии. Напряжения стабилизируют когерентно-связанные с матрицей частицы е-карбида, которые в итоге сохраняются до более высоких температур (250 °С), когда после обычного отпуска в структуре отмечаются лишь частицы цементита. Кроме того, при динамическом старении изменяются морфология и ориентировка частиц карбидов, дисперсность которых после всех температур процесса обработки выше, чем после обычного отпуска. Эти изменения структуры, а также субструктуры и определяют улучшение всего комплекса свойств пружинных сталей. При старении в мартенсите образуются сегрегации в узлах дислокационной сетки, области с упорядоченной структурой или выделяются дисперсные фазы NiTi; Ni3Ti; NiAl; (Ni, Fe) Al; Ni3(Al, Ti); (Fe, Ni, Co)2Mo; Fe2Mo; Ni3Nb и др., когерентно связанные с матрицей. Основное упрочнение достигается при старении (480 — 520 °С), когда из мартенсита выделяются мелкодисперсные частицы вторичных фаз (NisTi, NiAl, Fe2Mo, ШзМо и др.), когерентно связанные с матрицей. Наибольшее упрочнение при старении вызывают Ti и А1, меньшее — Си и Мо. Для мартенситно-стареющих сталей характерен высокий предел текучести (см. табл. 9.10) и более высокий, чем у лучших пружинных сплавов, предел упругости (<7о,оо2 = 1300 МПа), низкий порог хладноломкости. Рекомендуем ознакомиться: Коэффициент безопасности Коэффициент динамического Кажущийся коэффициент Коэффициент физического Коэффициент характеризует Коэффициент изменения Коэффициент жидкостного Коэффициент конструктивной Коэффициент коррекции Коэффициент магнитной Коэффициент массопередачи Коэффициент модуляции Коэффициент накопления Калькулирования себестоимости Коэффициент неоднородности |