Дисперсионного упрочнения

Большинство жаростойких сталей и сплавов имеет большой запас аустеннтности и поэтому при нагреве и охлаждении при сварке фазовых превращений не претерпевает, кроме карбидного и интерметаллидиого дисперсионного твердения. При сварке этих сталей возможно образование холодных трещин в шве и околошовной зоне, предупреждение которых в ряде случаев может быть достигнуто предварительным подогревом сталей до температуры 250-550° С.

такой феррит (мартенсит) содержит элементы, образующие интерметаллидные фазы, то возможен вторичный процесс дисперсионного твердения, связанного с выделением (обособлением) интерметаллидных фаз.

Наличие никеля и титана необходимо для образования интерметаллидных фаз, вызывающих старение, типа NiTi или NiaTi (титан частично может быть заменен алюминием). Содержание углерода должно быть минимальным (<0,03% С), иначе возможно образование не этих фаз, а карбидов, что ухудшит эффект дисперсионного твердения.

Следовательно, состав стали и технология контролируемой прокатки обеспечивают получение мелкого зерна и дисперсионного твердения. Комплекс свойств близок к тому, какой получается при термическом улучшении, •однако контролируемой прокаткой это достигается более простыми средствами.

и получение пересыщенного раствора, способного к дополнительному упрочнению за счет дисперсионного твердения.

Естественно, упрочнение сплава вследствие дисперсионного твердения повышает прочность; в то же время «перестарива-ние» сплава, т. е. его разупрочнение вследствие коагуляции избыточной фазы снижает жаропрочность.

металле, упрочнения, обусловленного легированием твердого раствора и процессами дисперсионного твердения, не наблюдается. Здесь исключительное значение приобретает температура плавления эвтектик и выделяющихся фаз. Так, на рис. 346 оба компонента (В и С) мало растворяются в металле А, но сплав с компонентом В образует эвтектику с температурой плавления, значительно превышающей рабочую температуру, тогда как сплав с компонентом С образует эвтектику, плавящуюся вблизи рабочей температуры. Следовательно, наличие компонента С отрицательно влияет на жаропрочность сплава и этот компонент следует рассматривать как вредную примесь.

Термическая обработка этих сталей заключается в закалке при 1050— 1100°С в воде и отпуске — старении при 600—750°С. Этот отпуск — старение вызывает повышение твердости вследствие дисперсионного твердения; избыточные фазы при старении выделяются преимущественно по границам зерен (рис. 350).

Подобное структурное состояние получается в результате следующей термической обработки: закалка па аустенит + обработка холодом-4-отпуск (старение). Обработка холодом приводит к превращению приблизительно 40% аустенита в мартенсит (точка Мн должна1 быть около 0°С); отпуск при 450--!>00°С повышает прочность за счет дисперсионного твердения, происходящего главным образом в сс-фазе.

карбидов и получения после закалки высоколегированного мартенсита. Так как при температуре закалки карбиды полностью не растворяются, стали сохраняют мелкое зерно. При отпуске твердость дополнительно повышается вследствие дисперсионного твердения мартенсита, но одновременно снижаются пластичность и вязкость. Для получения достаточной вязкости отпуск проводят при повышенных температурах на твердость HRC 45—50, что соответствует образованию трооститной структуры.

бронзы методом дисперсионного твердения. При нагреве бронзы БрБ2 до 760—780 "С образуется однородный а раствор, который сохраняется в результате быстрого охлаждения в воде при комнатной температуреJ.

дисперсионного упрочнения жаропрочных сталей, проводимого обычно в комплексе с интерметаллидным упрочнением [упрочняющие частицы — ннтерметаллиды Ni3Ti, Ni3(Al, Ti), Fe2W и др.]. К интерметаллидным соединениям относят и а-фазу, которая образуется в хромоникелевых сталях при длительном нагреве или медленном охлаждении при температурах ниже 900—950° С. Она обладает ограниченной растворимостью в а- и у-твердых растворах и, выделяясь преимущественно по границам зерен, резко снижает пластические свойства и ударную вязкость металла.

Оптимальное сочетание прочности и вязкости у этих сталей достигается в результате измельчения зерна и дисперсионного упрочнения частицами карбонитридпых фаз. При контролируемой прокатке деформацию осуществляют в нижней части аустснитной области с последующим охлаждением с определенной скоростью.

Жаропрочность чистых металлов сравнительно невелика. Более высокой жаропрочностью обладают сплавы на основе тугоплавких металлов. Жаропрочность тугоплавких металлов может быть повышена путем легирования их элементами с более высокой температурой плавления, образующими твердые растворы замещения. 1лще более эффективным оказывается механизм дисперсионного упрочнения в результате образования карбидов [ZrC, TiC, (Ti,Zr)Cn др.], нитридов (ZrN, TiN и др.) и оксидов (ZrO2). Однако следует учитывать, что легирование с целью повышения жаропрочности часто приводит к снижению пластичности. Все тугоплавкие металлы обладают низкой жаростойкостью, поэтому при температурах свыше 400— 600 °С их нужно защищать от окисления. Разработаны металлические, интерметал-лидные и керамические покрытия для защиты от окисления. Для молибдена и вольфрама лучшими считаются термодиффузионные силицидные покрытия (MoSi2, WSi2). Поверхностные покрытия чаще применяют для деталей одноразового действия. Тугоплавкие металлы широко используют в качестве жаропрочных для работы в неокислительпой среде — в вакууме, водороде, инертных газах, а также в среде отходящих пороховых газов.

Возрастание прочности, наблюдаемое при повышении уровня перегрузок до известного предела, можно объяснить прогрессивным увеличением • числа микрообъемов, подвергающихся пластической деформации, и увеличением интенсивности дисперсионного, упрочнения. На определенной стадии процесс упрочнения прекращается. Это наступает при таком уровне и частоте перемен напряжения, когда в материале возникают необратимые внутри- и межкристаллитные повреждения, нарушающие сплошность материала.

С повышением давления увеличивается микротвердость как дендритов, так и эвтектических участков (рис. 11), что связано с измельчением эвтектической структуры и сдвигом эвтектической точки в сторону кремния'. Более высокие значения микротвердости в сплавах, охлажденных со скоростью 200° С/с, свидетельствуют о высокой скорости распада твердого раствора. В сплавах, охлажденных со скоростью 10° С/с, стадия дисперсионного упрочнения пройдена, и процесс коагуляции получил значительное развитие.

Ограничимся рассмотренными выше теориями, поскольку в данном разделе не ставится цель обсудить все известные механизмы дисперсионного упрочнения. Здесь важно другое—дать представление-о тех факторах, которые могут привести к упрочнению сплава, содержащего когерентные частицы, а сама формула является лишь выражением той или иной модели и точна настолько, насколько хорошим* приближением будет сама модель. Понятно, что со временем появляются новые, более совершенные

При содержании второй фазы в пределах 1 — 10 % (об.) численные оценки с применением выражений (2.81) или (2.82) и (2.83) превышают напряжение Орована в 1,5 — 2 раза, что на основании рассмотренной выше модели соответствует наличию одной или двух остаточных петель вокруг частиц, что хорошо подтверждается электронно- микроскопическими данными [166]. Сравнение оценки по уравнению (2.82) с экспериментальными данными для сплава Mb — 4 % (об.) ZrN (рис. 2.28, кривые 2 и 3) показывает практически полное совпадение их в широком температурном интервале. Однако, как показывает анализ уравнений, при содержании второй фазы, меньшем 1 % (об.) и при г < 0,05 мкм (т. е. вблизи области дисперсионного упрочнения когерентными выделениями) выражение (2.81) дает завышенные значения Ат, что обусловлено рядом причин. Например, при малых размерах частиц, как отмечалось еще Анселлом [138], необходимо учитывать кривизну дислокационных линий остаточных петель, т. е. при г < 0,05 мкм некорректно использовать выражение (2.74) для вывода уравнения (2.81). Кроме того, в случае малых содержаний второй фазы и малых ее размеров должна резко уменьшиться вероятность встречи движущихся в плоскости скольжения дислокаций с частицами, т. е. должно увеличиваться эффективное расстояние между частицами. Интересно, что, если в уравнение (2.82) подставить выражение для эффективного расстояния между частицами

94. Малашенко И. С., Моисеев В. Ф., Трефилов В. И. Сравнительная характеристика дисперсионного упрочнения ниобиевых сплавов карбидами и нитридами // Порошк. металлургия.— 1974.— № 11.— С. 84—97.

очень сильном травлении так и не~удалось (рис. 7). На микрофотографии (рис. 8) просматриваются лишь ориентированные в сторону отвода тепла дендриты. Между белой зоной и структурой основного материала расположена зона скоростного отпуска ранее закаленной стали Р6М5. Температура нагрева в этой области не превышала критической точки Ас±. Структура зоны скоростного отпуска состоит из феррита и нерастворившихся при нагреве карбидов, образовавшихся в результате дисперсионного упрочнения. Структура исходной стали Р6М5 представляет собой скрытоигольчатый мартенсит, остаточный аустенит и карбиды. Причиной существенной неравномерности твердости в зоне воздействия лазерного излучения может быть особое распределение легирующих элементов.

Возрастание 'прочности, наблюдаемое при повышении уровня перегрузок до известного предела,' можно объяснить прогрессивным увеличением числа микрообъемов, подвергающихся пластической деформации, и увеличением интенсивности дисперсионного упрочнения. На. определенной стадии процесс упрочнения прекращается. Это наступает при таком уровне и частоте перемен напряжения, когда в материале возникают необратимые внутри- и межкристаллитные повреждения, нарушающие сплошность материала.

Средней агр уженный инструмент, работающий с разогревом поверхности до 600 °С, а также инструмент с большой поверхностью, работающий при температуре 400—500 °С, изготовляют из сталей 4Х5В2ФС и 4Х5МФ1С. Эти стали упрочняются за счет мартенситного превращения и дисперсионного упрочнения при отпуске за счет выделения специальных карбидов.