Примесных элементов

обычного (неравновесного) охлаждения стали после прокатка или ковки образуется пересыщенный твердый раствор этих элементов в а-железе. Теоретически правильнее эти элементы,, а также углерод называть примесями внедрения, тем более что влияние их на свойства специфично и похоже.

Особый интерес представляют также результаты исследования с использованием микродеформации напряжения Пайерлса, влияние которого в макротекучести часто маскируется взаимодействием дислокаций между собой и взаимодействием их с примесями внедрения. Понятно, что область микродеформации может дать наиболее достоверную информацию, поскольку напряжение Пайерлса должно действовать в наиболее чистом виде на самой ранней стадии движения дислокаций, т. е. до того, как начнут проявляться другие эффекты (примеси, лес дислокаций и т. д.).

193. Вернер В. Д., Пигузов Ю. В., Ржевская И. fl. Релаксационный спектр молибдена, обусловленный примесями внедрения // Внутреннее трение в металлических материалах.— М. : Наука, 1970.— С. 61—65.

Приведенная выше схема, описывающая механизм коррозионного растрескивания а- и псевдо-а-сплавов титана, достаточно хорошо подтверждается экспериментальными данными по коррозионному растрескиванию (a + j3) - и (3-сплавов. В процессах коррозионного растрескивания единственным отличием этих сплавов от а-сплавов является возможность протекания интенсивного анодного растворения в (3-фазе при определенном ее составе. Наличие в составе 3-фазы хрома или марганца в сочетании с примесями внедрения способствует появлению сегрегатов с существенно более низким электрохимическим потенциалом, обеспе-

Полученные результаты показывают, что применяемая в ряде случаев термическая обработка для снятия остаточных сварочных напряжений, связанная с нагревом конструкций до 600—700°С на воздухе и медленным охлаждением, может привести к резкому охрупчиванию ряда сплавов при эксплуатации в агрессивных средах. Чем более легирована а-фаза алюминием, примесями внедрения, цирконием, оловом и другими элементами, тем более интенсивно она распадается при медленном охлаждении и тем большее влияние оказывает газонасыщенный слой на характеристики работоспособности металла при эксплуатации в агрессивных средах.

Резкое снижение пластических свойств тугоплавких металлов в присутствии очень незначительного количества таких примесей, как углерод, кислород, азот, объясняется тем, что они являются примесями внедрения.

Важными примесями внедрения в стали являются углерод и азот, .причем их влияние, как правило, оказывается предсказуемым [20]. В исчерпывающих исследованиях роли легирующих примесей в охрупчивании высокопрочных сталей 21-23 было установлено, что возрастание содержания углерода от 0,15 до 0,55% в стали 4340 существенно уменьшает значение AjKp, но только в условиях разомкнутой цепи. При катодной и анодной поляризации влияния содержания углерода на /акр не обнаружено [22]. Данные для разомкнутой цепи представлены на рис. 6. Следует отметить не совсем понятное возрастание KiKp при концентрации углерода свыше 0,4% [21]. Для объяснения такого поведения было высказано предположение, что с возрастанием содержания углерода условия у вершины трещины изменяются от анодных к катодным [15, 23]. Отрицательное влияние углерода (и азота) было обнаружено также в других работах [19, 34, 35], хотя по некоторым данным углерод способен повышать стойкость против КР мартенситно-старею-щих сталей, содержащих 18% Ni [13].

Периоды решетки твердых растворов и соединений с двумя примесями внедрения. Изменение периодов решетки карбонитридов показано на рис. 181 — 183, периодов решетки оксикарбидов — на рис. 184 — 186.

ми, в тугоплавких многовалентных ОЦК-металлах V-VI групп более прочными могут быть ковалентные связи в рядах <100>, а не более короткие металлические связи в плотноупакованных рядах <111>. Энергии металлических и ковалентных связей в многовалентных металлах V—VI групп становятся близкими, о чем свидетельствует отсутствие анизотропии модуля упругости вольфрама и отношение Ец1/Е10о<1 у V, Nb, Cr, Мо. Это отвечает пониженной пластичности и высоким температурам перехода из хрупкого в вязкое состояние у Сг, Mo, W и металлов V группы, особенно при загрязнении примесями внедрения.

Mo и тетрагональной структурой в интервале концентраций 35—50 % (ат.) Мо [7—9]. Поскольку эти фазы никогда не встречаются в литых Сплавах, в работе [1] высказано мнение, что их появление связано с загрязнением примесями внедрения, в частности кислородом. Непрерывный твердый раствор (Сг, Мо) имеет структуру типа W

При кристаллизации аморфных сплавов наблюдали также образование фазы Zr2Fe с кубической структурой типа Ti2Ni или W3FV3C (Е93) [8, 10, 14, 15, 21], которая возникала вследствие загрязнения сплавов примесями внедрения (О, N).

Таким образом, наиболее перспективным способом уменьшения склонности к КРН является контроль состава инконеля 600 по содержанию примесных элементов, а не углерода.

В двух ранее рассмотренных случаях нами не учитывалось влияние диффузии на степень химической неоднородности. При установившихся непрерывных процессах кристаллизации незначительное диффузионное перераспределение примесей приводит к некоторому выравниванию концентраций, однако качественно картину их распределения не изменяет. Для прерывистого процесса кристаллизации характерно появление определенной периодичности в распределении примесных элементов по длине кристаллита. В момент замедления, а затем и остановки процесса диффузия примеси в жидкую и твердые фазы начинает играть существенную роль в выравнивании составов как внутри однородных фаз, так и между твердой и жидкой. Из рис. 12.25, в, видно, что в момент остановки процесса затвердевания слои жидкости, прилегающие к твердой фазе, обедняются примесью ( — АСЖ), а затвердевший металл обогащается ею. Возобновление процесса кристаллизации из обедненного состава жидкой фазы приводит к снижению содержания примеси во вновь образующихся кристаллитах ( — АСТВ). Повторяясь периодически, этот процесс приводит к появлению так называемой слоистой неоднородности. Количество легирующего элемента в жидкой и твердой фазах на границе сплавления определяется следующими зависимостями:

Концентрация примесных элементов по границам зерен даже у гомогенизированных сплавов всегда выше, чем в самом зерне. Объясняется это тем, что границы представляют собой области с сильно искаженной кристаллической решеткой, и атомы примеси, располагающиеся по ним, вносят в систему существенно меньшие искажения, чем это было бы при растворении их в кристаллической решетке. Это в равной степени относится к

Сравнительные результанты показали: вместо ожидаемых окислов Fe с небольшим количеством (пропорционально объемной доле в шихте) примесных элементов, поры заполнены окислами примесей — Mn, Si, Al, Mg. Состав непостоянен при конвекционном нагреве (%) 40—60 МпО, 20—40 SiO2> 0,5—1 А1гО3. 1 — 1,2 MgO, ~ 0,5 СиО — остальные (до 207ч) окислы Fe, при скоростном — 18—20 МпО, 58—60 SiO2, 14—16 А12О3, 1,4 — 1,6 MgO, - 0,5 CuO; окислов Fe всего до 4%. Таким образом, в порах спеченной стали механизм окисления оказался иным, чем в случало компактных (прокат, литье), что связино, по-видимому, с развитой поверхностью систем пор-капилляров внутри изделий, отсюда, наличие в составе оксидных фаз элементов, содержащихся в шихте в количествах на, 2—3 порядка ниже, чем основы (подала заявка, на предполагаемое открытие).

жены не касающимися друг друга. Однако при деформации гексагональных металлов с повышенным уровнем примесных элементов, а также при высокотемпературной деформации возможно действие и других систем скольжения, например по пирамидальным и призматическим плоскостям (см. табл. 1), причем это небазисное скольжение проявляется тем легче, чем меньше отношение осей с/а.

Влияние модуля упругости материала на уровень механических свойств металлов с различными типами решетки иллюстрируется рис. 1.8. Здесь представлены экстраполированные на О К пределы прочности в зависимости от модуля упругости для ряда металлов промышленной чистоты с ГЦК- и ГПУ-решетками [18]. Для сравнения показана экстраполяция термической компоненты напряжения течения для ОЦК-металлов. Отношение прочности к модулю упругости, как следует из рис. 1.8, изменяется в относительно узких пределах, т. е. это фактически константа, разброс значений которой можно объяснить только присутствием примесных элементов. У металлов с ГЦК-решеткой это отношение меньше, чем у металлов о ГПУ-решеткой.

Примесное упрочнение. Одной из первых была предложена модель разблокирования дислокаций из атмосфер Коттрелла [4, 52], в которой напряжение отрыва зависело от температуры. И хотя эта модель не нашла надежного подтверждения ни в теоретических оценках, ни экспериментально, упрочняющее действие примесных элементов в ОЦК-металлах тем не менее не вызывает сомнения (рис. 2.9) [76,81], поскольку внедренные атомы не могут не создавать вокруг себя поля упругих напряжений [4].

где апн — сопротивление кристаллической решетки, или напряжение Пайерлса — Набарро [74, 78, 79, 89]; ол — сопротивление со стороны дислокаций «леса» в момент пересечения дислокаций [8, 84, 186, 190]; сгВд — сопротивление редиссоциации винтовых дислокаций [82, 191, 192]; опэ — напряжение преодоления закрепляющих атмосфер коттрелловского типа из примесных элементов внедрения [4, 124]; 0са — сноековское торможение [85, 193, 194]; авс — упрочнение в результате взаимодействия дислокаций с вакансиями [8, 195].

показана область возможных изменений орд) в зависимости от содержания примесных элементов); 6 — сплав с твердорастворным упрочнением в ре-

В работах [328, 330, 332, 339, 355] было показано, что описание-кривой нагружения ОЦК-поликристаллов уравнением параболического типа (3.57) значительно расширяет возможности экспериментального изучения процесса деформационного упрочнения. Обобщением; результатов этих работ, а также ряда литературных данных [9, 289,, 290] является общая схема деформационного упрочнения поликристаллических ОЦК-металлов и сплавов [47, 48] (рис. 3.33), которая отражает сложный многостадийный характер процесса, обусловленный5 поэтапной перестройкой дислокационной структуры при деформации. Считается, что перестройка структуры (от относительно однородного распределения дислокаций через сплетения и клубки к дислокационной ячеистой структуре) вызывает соответствующее изменение внутренних напряжений [296], следовательно, и параметров процесса деформационного упрочнения. Данная схема основывается на анализе и обобщении результатов механических испытаний и структурных исследований, проведенных на десяти сплавах ОЦК-металлов [47, 48], которые различались по величине модуля упругости, энергии дефекта* упаковки, наличию дисперсных упрочняющих фаз, уровню примесных элементов и размеру зерна (в пределах одного сплава). В частности, были исследованы при испытаниях на растяжение в интервале температур 0,08—0,5ГПЛ однофазные и дисперсноупрочненные сплавы< на основе железа (армко, сталь 45, Fe + 3,2 % Si), хрома, молибдена (МЧВП с размером зерна 100 и 40 мкм, Мо + 4,5 % (об.) TiN, ЦМ-10 и ванадия (технически чистый ванадий), а также сплавы ванадия-и ниобия с нитридами соответственно титана и циркония [95].

Условия воздействия и их изменение могут быть обусловлены различными обстоятельствами, однако при исследовании поведения металла они должны позволять исследователю наблюдать наиболее полную реализацию процессов самоорганизации. Если в измененных условиях воздействия может быть выявлен дополнительно еще один механизм эволюции, или ступень самоорганизации, то это означает, что исследованные ранее условия воздействия на открытую систему недостаточно полно выявляли иерархию процессов самоорганизации. Одновременно с этим следует, что не все процессы самоорганизации могут быть выявлены в металле в простых условиях внешнего воздействия. Например, развитие хрупкого межзеренно-го разрушения металла может быть выявлено только при низкой скорости деформации, если по границам зерен имеют место незначительные выделения примесных элементов [33, 34]. Это наименее энергоемкий способ поглощения энергии при незначительной доле процесса пластической деформации. Материал не может поддерживать устойчивость при реализации такого механизма разрушения из-за высокой скорости его развития. Снижение скорости деформации активизирует локальные процессы исчерпания пластической деформации в зоне расположения охрупчивающих элементов раньше, чем произойдет увеличение