Карбидных выделений

Морфология карбидной фазы оказывает существенное влияние на характер развития усталостных трещин. Как правило, разрушению подвергаются лишь крупные карбидные выделения неправильной вытянутой формы.

Влияние содержания углерода исследовали в Ок-Риджской национальной лаборатории [61]. Малоуглеродистые стали имели меньшую равномерную пластичность, чем высокоуглеродистые, после облучения интегральным потоком 1,7 -1019 нейтрон /см2. Было сделано предположение, что феррит быстро теряет пластичность под действием облучения,. а карбидные выделения в высокоуглеродистых сталях лучше сопротивляются потере пластичности вследствие облучения.

Увеличение времени выдержки до 60 мин при температуре 980° С приводит к завершению собирательной рекристаллизации аустенита и изменяет характер и дисперсность продуктов распада в большей части объемов зерен. Структуры этих объемов отли-. чаются четко выраженной фрагментацией ферритной матрицы с образованием игольчатой субструктуры. В ферритных пластинах вытянутой формы шириной 0,1—0,5 мкм хаотически распределены дислокации с высокой плотностью. -Карбидные выделения, вероятно Ме8С, образуются как вдоль длинной оси ферритных пластин, так и .параллельными рядами под углом около 60° к ним. Описанная структура представляет собой смесь из «классических» верхнего и нижнего бёйнйтов.

Повышение температуры нормализации до 1050° С, 20 мин также приводит к появлению в зернах с продуктами распада бей-нитных объемов с игольчатой матрицей. При дальнейшем повышении температуры нормализации до 1220—1260° С, а также поеле закалки с 980 и 1240° С в масле, в сталях 12ХЩФ и 15ХШ1Ф образуется, структура с четко выраженной кристаллографической направленностью распада в пределах одного аусте-нитного зерна, что соответствует структурам самоотпущенного мартенсита или игольчатого бейнита. Электронно-микроскопическое исследование игольчатой структуры на просвет показало, что в большей части объема образуются колонии параллельных ферритных кристаллов, насыщенных дислокациями с большой плотностью распределения.. Характер 'расположения карбидных выделений Ме8С свидетельствует о наличии структур верхнего и нижнего бейнита. Плотность дислокаций внутри ферритных субзерен существенно возрастает при повышении температуры обработки и скорости охлаждения. Ширина ферритных пластин игольчатой матрицы после исследуемых обработок колеблется примерно в одних и тех же пределах и составляет 0,1—0,5 мкм. Карбидные выделения Ме3С заметно дисперснее в объемах с игольчатой матрицей, чем в матрице с высокой плотностью хаотически распределенных дислокаций. Тонкодисперсная сыпь (вероятно, карбиды VC) наблюдаются после всех исследованных режимов термической обработки. , •- -

карбидные выделения оказывают важное упрочняющее влияние на границы зерен.

Таким образом, мнения, по-видимому, колеблются между признанием допустимости и желательности присутствия углерода в границах зерен суперсплавов. И все же сегодня большинство исследователей чувствуют, что карбидные выделения оказывают благоприятное влияние на длительную прочность сплавов при высокой температуре. Совершенно ясно и то, что карбиды способны влиять на пластичность и химическую стабильность матрицы, поскольку отбирают от нее элементы, вступающие в реакцию. Следовательно, для конструктора сплавов понимание, к какому химическому составу, классу и морфологии карбидных выделений следует стремиться, приобретает критическое значение при выборе состава сплавов и режима их термической обработки.

видности. Для сплавов на никелевой основе наиболее характерны карбидные выделения типа МС, М23С6 и М6С (табл. 4.3). Выделения МС обычно принимают вид грубых неправильных кубов или иероглифов. М23С6 проявляет заметную склонность к выделению по границам зерен. Обычно это неравномерно расположенные прерывистые выделения округлой формы, хотя наблюдали и геометрически правильные пластины. М6С также может образовывать по границам зерен выделения округлой формы; реже возникает внутризеренная вид-манштедтова структура этих карбидов, ее можно наблюдать, например, в сплаве В-1900. Хотя для установления точной закономерности данных недостаточно, создается впечатление о необходимости избегать непрерывных зернограничных выделений и/или приграничных зон, свободных от выделений, а также видманштедтовых выделений М6С, если стремиться к наилучшей пластичности и длительной прочности сплавов. Примеры микроструктуры с карбидными выделениями характерной и нехарактерной формы представлены на рис. 4.8.

В сплавах со средним и высоким содержанием Сг карбидные выделения М23С6 присутствуют в изобилии. Они появляются в процессе низкотемпературной термической обработки и эксплуатации, т.е. в интервале температур от 760 до 980 °С, как в результате разложения выделений МС, так и при реакции с углеродом, все еще растворенным в матрице. Обычно выделения М23С6 образуются по границам зерен, но в отдельных случаях их можно наблюдать и вдоль двойниковых линий и "торцов" (так называемая "структура застежки-молнии"). В сплаве MAR-M 200 наблюдали [39] образование частиц М23С6 в виде пластинок, параллельных плоскости (110) аустенитной матрицы, которые на начальной стадии могли сохранять с нею когерентность. Карбиды типа М23С6 имеют

Эти реакции поставляют низшие карбиды в различные участки микроструктуры сплава, но обычнее всего по границам зерен. Пожалуй, самой выгодной является реакция (4.2) или (4.3); это подтверждено применительно к различным режимам термической обработки. Важны образующиеся в процессе реакций и коагулированные карбидные выделения, и выделения у '-фазы. Полагают, что карбиды подавляют зерногра-ничное проскальзывание, выше об этом уже говорили; у '-фаза, порождаемая в процессе подобных реакций, как перчатка, одевает и эти карбиды, и границы зерен, создавая относительно пластичный слой с хорошим сопротивлением

1 — фон мелкодисперсных выделений у' -фазы; 2 — двойникование; 3 — зернограничиые выделения карбидов типа W и/или Ме23С6; 4 — у -фаза, образующаяся в результате вырождения карбидных частиц; 5 — карбидные выделения типа МС; 6 — у -фаза, выделяющаяся по границам зерен; 7 — матрица обычно выглядит "шероховатой от выделений у' -фазы, успевших выделиться в процессе охлаждения; 8f— высокая плотность выделений у' -фазы; 9 — первичные выделения карбидов типа МС; 10 —у -фаза в виде глобуляр-. ных выделений; 11 — у' -фаза, выделившаяся из расплава; 12 — у '-фаза в виде рбыкно- венных выделений; 13 — у -фаза, выделившаяся в процессе охлаждения; 14 — у' -фаза в виде "курсивных" выделений; 15 — у' -фаза в виде пленки; 16 — дендритный "скелет";

а — дефекты упаковки и карбидные выделения типа М23С6 в сплаве ММ-302, испытанном на длительную прочность при 870 °С; б — места пересечения (темные пятна) дефектов упаковки с карбидными выделениями типа М23С6 в сплаве ММ-509

туру отпуска поднять выше 200°С, происходит рост карбидных выделений, и твердость быстро падает.

При определенных температурах отпуска (выше 400 °С) может происходить процесс коагуляции (сфероидизации) карбидных выделений. В легированных сталях, кроме коагуляции, происходит перераспределение легирующих элементов между ферритом и карбидом.

Зависимость механических свойств от температуры отжига имела сложный характер (табл.). Наибольшее уменьшение прочностных показателей наблюдалось в интервале температур 1350...1450°С, а в остальных интервалах их изменение незначительно. Среди показателей пластичности наибольшей чувствительностью отличались 850 и \ур. Протекание первичной рекристаллизации вызывало незначительное понижение показателей прочности и общего остаточного сужения Vf, при этом относительное удлинение и равномерное (без учета шейки) остаточное сужение Ц/р возрастали. Мнкромеханизм разрушения не менялся и носил вязкий транскристаллитный характер с элементами продольного расслоения, которое после рекристаллизации было выражено в значительно меньшей степени. Начало протекания собирательной рекристаллизации соответствовало смене микромеханизма разрушения на вязкий межкристаллитный <-' отдельными участками квазихрупкого разрушения по границам зерен. При 1400°С но фотографиях зерешюй структуры и изломах замечено выделение крупных карбидов по границам зерен, что соответствовало резкому падению характеристик пластичности и прочности. Интенсивность проявления физического предела текучести мощно ОПИСАТЬ разницой между верхним и нижним пределами текучести Да.;-' и иеличиыой площадки текучести ЕТ- Эти величины соответственно возрастали и уменьшались с увеличением температуры отжига до НОЙ'С С, что" видимо связано с дополнительным закреплением дислокаций и дислокационных скоплений в приповерхностных слоях выделяющимися карбидами. Повышение температуры отжига, до 1450(С вызывало уменьшение размера и количества крупных карбидных выделений, что сказывалось на повышении характеристик пластичности, снижении Да-г и некотором увеличении ЕТ/. Дальнейшее повышение температуры отжига приводи ло к увеличению выделения карбидов, заметному возраетани"» доли квазихрупкой составляющей поверхности излома И к уменьшен .но показателей прочности, и пластичности. При этом ДОт сначала ун.ли чивались, а затем понижалась. Показано, что характер изменении, предложенного в [1] критерия Dv — «фрактальной размерности диш

В результате отжига укрупнилось аустенитное зерно (с 0,02 до 0,45—0,5 мм) и произошло дополнительное выделение карбидов с последующей их коагуляцией. Карбидные частицы способствовали возникновению питтинга вследствие локального повышения механохимической активности аустенитной матрицы на контакте с твердым включением (см. гл. IV). На микрошлифах (Х200) места образования питтингов отчетливо ассоциировались с выделениями карбидов; на закаленных с 1050° С в воду образцах, не имеющих карбидных выделений

Дислокационная структура исследованных сталей претерпевает значительные изменения в процессе старения. В стали ОХ18Н10Ш увеличение времени изотермической выдержки при 650° С вызывает перераспределение дислокаций и их аннигиляцию. После 1000 ч старения образуются выделения вторичных фаз, в основном, по границам зерен (рис. 2, а). В стали Х18Н10Т при тех же условиях испытания (е = 5%; т = 100 ч, Т = 650° С) наблюдается перераспределение дислокаций с образованием субструктуры (рис. 2, б). Такая перестройка дислокаций при изотермической выдержке способствует сохранению термической стабильности упрочненного состояния в зарекристаллизационном интервале температур и соответственно задерживает развитие рекристаллизационных процессов более чем на 150° С [2]. Кроме того, в образцах стали Х18Н10Т после предварительной деформации сжатием (от 0,2 до 5 %) и старения при 650° С наблюдаются выделения вторичных фаз Мв2.эС6 внутри зерен. Размер карбидных выделений увеличивается от 0,1 мкм при старении в течение 100 ч до 1 мкм после выдержки до 5000 ч (рис. 2, в). Это может существенно сказаться на механических свойствах исследованных сталей в процессе их эксплуатации, так как уровень пластичности дис-персионно-твердеющих материалов зависит от количества и степени дисперсности выделяющейся упрочняющей фазы: чем больше количество и степень дисперсности, тем ниже пластичность материала. С увеличением степени деформации сжатием скорость процесса старения повышается.

Изменение степени и скорости деформирования растяжением и сжатием существенно влияет на дислокационную структуру и характер карбидных выделений, определяющих механизм деформационного старения сталей Х18Н10Т и ОХ18Н10Ш при) повышенной температуре. При этом механизм протекания деформационного старения указанных сталей в зависимости от степени предварительной деформации при растяжении и сжатии характеризуется различными микроструктурными особенностями.

Повышение температуры нормализации до 1050° С, 20 мин также приводит к появлению в зернах с продуктами распада бей-нитных объемов с игольчатой матрицей. При дальнейшем повышении температуры нормализации до 1220—1260° С, а также поеле закалки с 980 и 1240° С в масле, в сталях 12ХЩФ и 15ХШ1Ф образуется, структура с четко выраженной кристаллографической направленностью распада в пределах одного аусте-нитного зерна, что соответствует структурам самоотпущенного мартенсита или игольчатого бейнита. Электронно-микроскопическое исследование игольчатой структуры на просвет показало, что в большей части объема образуются колонии параллельных ферритных кристаллов, насыщенных дислокациями с большой плотностью распределения.. Характер 'расположения карбидных выделений Ме8С свидетельствует о наличии структур верхнего и нижнего бейнита. Плотность дислокаций внутри ферритных субзерен существенно возрастает при повышении температуры обработки и скорости охлаждения. Ширина ферритных пластин игольчатой матрицы после исследуемых обработок колеблется примерно в одних и тех же пределах и составляет 0,1—0,5 мкм. Карбидные выделения Ме3С заметно дисперснее в объемах с игольчатой матрицей, чем в матрице с высокой плотностью хаотически распределенных дислокаций. Тонкодисперсная сыпь (вероятно, карбиды VC) наблюдаются после всех исследованных режимов термической обработки. , •- -

показало, что структура состоит из сильно деформированных мелких блоков. Карбидных выделений в поверхностном слое наблюдалось больше, чем во внутренних слоях металла.

калки составляет 950—1000 °С. Охлаждение при закалке должно быть ускоренным во избежание образования сетки зернограничных карбидных выделений. Закалка может одновременно сочетаться с обработкой давлением; при этом сталь ведет себя как аусте-ннтная, если деформация заканчивается при температуре выше начала мартеиснтного превращения. В большинстве случаев после такой термомеханической обработки нет необходимости выполнять обработку холодом.

Наличие зубчатых границ зерен благотворно влияет на характеристики длительной прочности выше эквикогезивной температуры, поскольку тормозит зернограничное проскальзывание. Эта особенность может действовать в литой структуре, но утрачиваться в результате последующей операции горячего изостатического прессования или термической обработки, если скорость охлаждения не регулируется должным образом. Зубчатого строения границ зерен достигают ускорением охлаждения от температуры сольвус у'-фазы, в этом случае образование и перемещение ее зернограничных выделений приводит к образованию и смещению отдельных участков границы зерен [4]. Предварительное условие такого процесса — превышение температуры сольвус у'-фазы по отношению к температуре сольвус карбидных выделений.

руктуру в конце обработки давлением. Умение это по большей части приобретают эмпирическим путем, однако появляются и новые средства познания. Например, в надежно гомогенизированном сплаве можно прогнозировать скорость огрубления выделений у'-Фазы [28]; продемонстрирована методика, позволяющая с помощью компьютерного моделирования [29] изучить растворение карбидных выделений.