Образования выделений

Ниже приведены температуры плавления и теплота образования сульфидов по справочным данным:

При сопоставлении приведенных выше данных о влиянии добавок на сужение с температурами плавления и теплотой образования сульфидов видно, что добавки восьми эффективных металлов образуют тугоплавкие (*Пл>2000°С) сульфиды с большой теплотой образования (400—500 кДж) на 1 г-атом серы, существенно превышающей теплоту образования сульфида никеля (100 кДж).

Рис. 131. Свободная энергия образования сульфидов [75 Зз

Рис. 132* Свободная энергия образования сульфидов первого ряда переходных металлов. Образование соединений с самой низкой степенью окисления между металлом и одним молем S2 дано только для соединений «ma M,,.Sa IlOOS

Рис. 133. Свободная энергия образования сульфидов второго ряда переходных металлов. Образование соединений о самой низкой степенью окисления между металлом и одним молем S2 дано только для соединений типа М S2 [100]

Рио. 134. Свободная энергия образования сульфидов третьего ряда переходных металлов. Образование соединений с самой низкой степенью окисления между металлом и одним молем S2 дано только для соединений типа Мж5а LlOOj

ной) животного проис- во-черного земли образования сульфидов

На рис. 3 приведено аналогичное семейство кривых для растворов трибутилтритиофосфита, меченного радиоактивным изотопом серы. Как видно из графика, взаимодействие присадки с металлом происходит при температурах 130—150°, то есть при температурах, характерных для образования сульфидов на поверхности стали.

Применение сульфидирования при производстве металлокерамических материалов на основе железа для подшипников скольжения позволило значительно повысить предельно допустимые нагрузки и скорости скольжения, а также сроки службы узлов трения [2]. Известны попытки повышения износостойкости компактных нержавеющих сталей путем сульфидирования в соляных серосодержащих ваннах [3] или путем введения серы и сульфидов металлов в расплав [4]. Однако ввиду трудности образования сульфидов таких легирующих элементов, как Cr, W и другие, а также благодаря высокой коррозионной стойкости нержавеющих сталей эффект сульфидирования был незначительным.

Диаграмма состояния S-Th не построена. Имеются сведения о температурах плавления и кристаллической структуре фаз, образующихся в системе [X, Э, Ш]. Фаза ThS плавится при температуре >2200 °С [X], 2400-2450 °С Р] и 2335 °С в среде Н2 [Ш]; фаза ThS2 имеет температуру плавления 1905 °С [X]; фаза Th7S,2 (в работе [Ш] это фаза ThS, 7) плавится при 1770 °С [X]. Для образования сульфидов Th2S3 [X] и Th2S5 [Э] необходимо небольшое количество О. Для выяснения фазовых равновесий в системе S-Th требуются дальнейшие эксперименты.

следующими операциями деформационной обработки следуе признать неудовлетворительными, так как в результат всегда получается хрупкий материал. В то же время методог спиннингования расплава можно получать пластичный матери ал в виде ленты [2]. Добавки некоторых легирующих элемен тов оказывают благоприятное влияние на пластичност: Ni3Al + В. Так, сплавы с малым содержанием желез; [2 % (ат.)] склонны к сильному растрескиванию при холод ной прокатке, тогда как сплавы с высоким содержанием же леза [6-15 % (ат.)] легко прокатываются в лист [14]. Ле гирование гафнием, цирконием и марганцем, как и добавк! 0,1—0,2 % углерода, также повышает пластичность Ni3Al i его способность к холодной деформационной обработке; в ли яние марганца, вероятно, частично связано с удалением и: границ зерен серы за счет образования сульфидов. В то ж< время высокая пластичность при низких температурах еще HI гарантирует возможность успешного изготовления материал; при повышенных температурах.

Как отмечалось выше, содержание кремния в сплаве Inconel 718 значительно выше, чем в сплаве Udimet 718, хотя в обоих сплавах оно находится в установленных пределах. Кремний выделяется в основном в виде силицида Ni2Co3Si; железо и хром могут замещать кобальт в этой фазе. Возможно, что эта небольшая, но вполне определенная разница в содержании кремния является причиной образования выделений силицида в сплаве Inconel 718.

Справедливость второго предположения (о том, что воздушная среда может усиливать скольжение по границам зерен) подтверждается сравнительным исследованием ползучести суперсплава на никелевой основе, упрочненного за счет высокого объемного содержания фазы у' на воздухе и в вакууме при 760 °С [172]. Размеры зерна и образца изменялись в этом случае независимым образом. В исследованной системе, где границы зерен практически не содержали упрочняющих карбидов, наблюдалось усиление ползучести на воздухе. Как и следовало ожидать, образцы с более крупным зерном (275 мкм) оказались более стойкими к ползучести на воздухе, чем мелкозернистые (100 мкм) образцы. Напротив, при испытаниях в вакууме скорость ползучести практически не зависела от размера зерна. Это согласуется с представлением об усилении скольжения по границам зерен, вызванном проникновением воздуха. Последнее подтверждается также наблюдениями сдвига границ зерен, согласно которым вклад проскальзывания по границам зерен в полную величину деформации на воздухе больше, чем в вакууме. Интересно, что для образцов того же сплава, состаренных с целью образования выделений карбидов по границам зерен, усиление ползучести на воздухе уже не наблюдалось; напротив, на воздухе сплав упрочняется. Эти результаты можно объяснить, основываясь на представлении об упрочняющем влиянии поверхностной окалины, которое должно быть эффективным,

Большая часть опубликованных работ, посвященных алюминиевым сплавам с матрицей г. ц. к,, связана с изучением КР. Исследований водородного охрупчивания меньше, однако в последнее время ситуация меняется. Некоторые распространенные представления о роли водорода в КР алюминиевых сплавов рассмотрены в другом обзоре [68] и будут кратко изложены в дальнейшем, после обсуждения экспериментальных данных. Алюминиевые сплавы отличаются от большинства сплавов, рассмотренных выше, тем, что* они упрочняются почти исключительно путем образования выделений второй фазы. Поэтому и порядок обсуждения их свойств будет несколько иным.

Состав алюминиевых сплавов играет скромную, но все же важную роль в процессе КР. При обсуждении этой проблемы будет необходимо обращаться к вопросам физического металловедения некоторых важных классов сплавов. Металловедение бинарных систем, служащих основой для промышленных сплавов, подробно рассмотрено в обзорах [123, 126, 127], а свойства тройных и четверных сплавов обсуждаются в [2, 3, 123, 127—130] '. Здесь в основном ограничимся описанием морфологии и процесса образования выделений применительно к КР.

Здесь 0-фаза, имеющая состав СиАЬ и выделяемая в форме дисков или пластинок. При большом содержании меди (>4 % в большинстве промышленных сплавов) наивысшая прочность достигается при максимальном количестве фазы 6". Увеличение содержания магния ускоряет процесс образования выделений и при средних соотношениях Cu/Mg (порядка 7:1) одновременно с приведенной выше 0-последовательностью протекает такой процесс [140]:

Наиболее прочные алюминиевые сплавы входят в серию 7000 и как видно из табл. 6, при высокой прочности сохраняют и достаточно высокую вязкость. В определенных условиях эти сплавы довольно чувствительны к КР, поэтому значительные усилия направлены на выяснение причин и разработку методов предотвращения КР, что должно расширить возможности применения сплавов данной серии. Последовательность образования выделений в сплавах А1 _ Zn — Mg, таких как 7075 и 7049, зависит от содержания магния [123, 127, 130] и, как правило, имеет вид:

Многие сплавы серии 7000 содержат добавки меди. При концентрациях на уровне 1 % и выше медь способствует увеличению объемной доли фазы -л', тем самым повышая прочность и стойкость к КР [2, 68, 128, 131, 143]. Медь отсутствует в составах только тех сплавов серии 7000, которые должны обладать повышенной свариваемостью. Процессы образования выделений в рассматриваемых сплавах ускоряются при введении хрома и марганца, однако утверждения, что этот эффект отчасти обусловлен металлическими частицами (выделившимися в результате гомогенизации и служащими центрами гетерогенного зародышеобразования

второй фазы [130]), вызывают возражения [127]. В сплавах серии 7000 также было тщательно исследовано упоминавшееся выше влияние хрома и марганца на форму зерна [144] и установлено, что подобное же влияние оказывают добавки циркония [3, 130]. Однако хром в наибольшей степени из трех названных элементов (за ним следует цирконий) повышает стойкость сплава к КР [143, 145]. Было показано, что очень малые добавки титана (порядка 0,04 %) замедляют процессы образования выделений в модельных сплавах [146] и повышают стойкость к КР [147], но поскольку этот уровень находится ниже максимальных предельных концентраций титана, вводимого во все промышленные сплавы серии 7000 для уменьшения размеров зерен [2, 3], то большого интереса такой результат не представляет. Аналогичным образом исследования показали, что стойкость к КР не содержащих меди сплавов серии 7000 возрастает при введении до 0,6 %Li [148], однако некоторые особенности технологии получения слитков не позволяют использовать добавки лития в промышленных сплавах.

различные формы проката могут потребовать различного времени термообработки. Один из способов контроля продолжительности старения состоит в одновременной регистрации предела текучести и удельной электропроводности сплава [156], поскольку последняя величина отражает ход процесса образования выделений. С помощью этой методики были получены хорошие результаты для сплава 7075-Т73 [156]. При использовании промышленных высокопрочных алюминиевых сплавов очень важно уметь применять метод повышения стойкости к КР путем старения, поскольку избежать краевого эффекта практически невозможно [2], а защита с помощью лакокрасочных или каких-либо других покрытий недостаточно надежна.

Сплавы этого класса составляют большинство среди жаропрочных материалов, пригодных для использования в авиационных газовых турбинах и в других областях, требующих повышенной стойкости. Однако литературные данные, обсуждаемые ниже, относятся главным образом к поведению сплавов при низких температурах. В этих условиях рассматриваемые сплавы представляют интерес в связи с тем, что позволяют достигать уровней прочности свыше 1100 МПа. Микроструктура, обеспечивающая такую возможность, сравнительно проста. Она представлена твердым раствором г. ц. к. 7-фазы, содержащим когерентные частицы у' [обычно №3(А1, Ti)] и небольшую объемную долю дисперсных карбидов [271, 275]. Если пренебречь этими карбидами, то доминирующее влияние оказывает упорядоченная структура (Liz) у', а отдельные сплавы различаются составом у'-фазы, поскольку в нее могут входить не только А1 и Ti, но и Nb (и, в меньшей степени, V, Мо, Та и W) [274, 276]. Последовательность образования выделений обычно такова [123, 126, 272, 274]:

При этом большинство легирующих добавок переходит в твердый раствор г. ц. к., как это видно на рис. 85. В результате быстрого охлаждения до комнатной температуры может быть получен твердый раствор, пересыщенный вакансиями, медью и другими легирующими добавками. Во время старения при температурах от комнатной до температуры, соответствующей линии предельного растворения (см. рис. 85), пересыщенной твердый раствор распадается. В определенных условиях это может приводить к значительному упрочнению сплава. Распределение меди в сплаве оказывает также определяющее влияние на сопротивление межкристаллитной коррозии и КР. Термодинамически устойчивый конечный продукт распада пересыщенного твердого раствора А1 — Си представляет собой двухфазную структуру, состоящую из насыщенного твердого раствора а (г. ц. к.) и равновесной фазы 9, имеющей тетрагональную кристаллическую решетку и близкой по составу соединению СиА12. Из-за различия кристаллических решеток равновесная фаза 0 некогерентна с твердым раствором г. ц. к. Высокая межфазная энергия поверхности раздела фаз (>1000 эрг/см2) [119] приводит к высокой энергии активации для зарождения фазы Э. Поэтому образованию равновесной фазы может предшествовать ряд превращений метаста-бильных фаз, энергия активации которых при зарождении ниже. Последовательность образования выделений достаточно полно была изучена и может быть представлена в виде следующего ряда [97, 119, 120]:

Рекомендуем ознакомиться:

Образования конденсата

Обязательно сопровождаться

Образования мартенсита

Образования наименований

Образования остаточных

Образования отверстия

Образования пористости

Образования повреждений

Образования пузырьков

Меню:

Главная страница Термины