Дисперсных карбидных

зерен относительно чистые (1). При отпуске (старении) появляются отдельные весьма дисперсные выделения карбидов (2). Время отпуска, обусловливающее образование почти сплошной пограничной сетки карбидов (3.4), соответствует максимуму склонности к МКК. При увеличении длительности нагрева наблюдается коагуляция карбидов и уменьшение склонности к МКК (5).

структура феррита особенно четко проявляется в участках, обогащенных оксидом железа (III), в то время как в первично выделившихся 6-кристал-лах (начало затвердевания, обеднение кислородом) она выявляется нечетко. Кроме того, изображения структуры позволяют установить, что образование субструктуры происходит при у -> «-превращении; она ограничена границами зерен феррита. При большом увеличении видно, что внутри ячеек при содержании кислорода 0,003—0,016% имеются дисперсные выделения FeO, в то время как при содержании кислорода более 0,016% таких выделений нет. Это позволяет сделать вывод о том, что образование субструктуры не связано с выделением FeO и не зависит от содержания кислорода.

а — дисперсные выделения на границе зерна, ХЗООО; 6, в — сдвиги на границах зерен, ХЗООО и 7000 соответственно

Наиболее эффективное влияние на повышение сопротивления ползучести при 600° С сложнолегированных 12%-ных хромистых сталей оказывает W. Кроме карбидов типа Ме23Св, в стали с вольфрамом образуются дисперсные выделения интерметал-лидной фазы Лавеса типа Fe2W продолговатой формы, с которой связывается упрочнение стали при высоких температурах.

При быстром охлаждении сплавов Ti—Ni, имеющих избыточную концентрацию никеля по сравнению с эквиатомным составом, из высокотемпературной однофазной области.при увеличении концентрации никеля Ms значительно понижается. В сплаве Ti — 51 % (ат.) Ni Ms «—90 °С, а в сплаве Ti —52% (ат.) Ni — ниже температуры жидкого азота. Применение этих сплавов в качестве специальных материалов ограничивается возможностью использования их псевдоупругости превращения или областью чрезвычайно низких температур. Однако если эти сплавы подвергнуть старению при 7"< 550 °С, то избыточный Ni переходит в чрезвычайно дисперсные выделения, концентрация никеля в матрице уменьшается, повышается Ms, между исходной фазой, имеющей упорядоченную структуру типа CsCI, и мартенситной фазой, имеющей моноклинную структуру, выделяется промежуточная фаза, имеющая ромбическую гранецентрированную структуру, и наблюдается описанное ранее двух-ступенчатое превращение. Как и в других сплавах, дисперсные частицы в начальный период выделения имеют с матрицей межфазную границу, характеризуемую когерентной деформацией. Это обусловливает поле внутренних напряжений, достаточное для управления мартенситным превращением в исходной фазе. Но и превращение исходной фазы в

Деформируемые сплавы вроде Jetalloy-1650 или СМ-7, упрочняемые г.п.у. фазами в виде упорядоченных когерентных выделений типа (Co,Ni)3Ti, обычно содержат кроме того не большое количество богатых титаном карбидных выделений типа МС. Было показано [18], что в сплаве СМ-7 равномерные дисперсные выделения упорядоченной фазы Co3(Ti,Al) можно создать путем обработки сплава на твердый раствор 196

Графитовые образования (10—100 А), возникающие над линией ликвидуса в доэвтектических чугунах, обладают развитой поверхностью, а свойства такой системы (жидкость+дисперсные образования) зависят от свойств и размеров входящих в нее поверхностей раздела. Известно, что магнитная восприимчивость, электропроводность, плотность, акустические свойства расплава и т. п. зависят от степени его перегрева над линией ликвидуса. Пинакоиды графита являются устойчивыми образованиями. Выдержка при 1700° С не устраняет полностью микронеоднородность расплава. Таким образом, микрогетерогенность расплавов чугуна имеет «наследственное» происхождение, связанное с неполным растворением углерода в процессе плавки. На основании экспериментальных данных можно предположить, что дисперсные выделения графита начинаются выше температуры ликвидуса.

В последнее время были проведены работы, показавшие важную роль дефектов упаковки при выделении карбида ниобия в аустенитных нержавеющих сталях. Исследования на тонких фольгах показали, что дисперсные выделения NbC в стали типа 18% Сг — 12%, Ni -—1% Nb связаны с дефектами упаковки, которые возникают в процессе старения при 700° С в течение нескольких часов, о чем можно было судить по характерному контрасту. Выделения были обнаружены, когда ширина дефектов упаковки достигала 1—2 мкм. Размер частиц был гораздо

Исследование микроструктуры под электронным микроскопом после закалки, отпуска и затем кратковременной, выдержки при не очень высоких температурах (473 KJ показало, что выдержка не приводит к изменениям, которые можно было бы интерпретировать однозначно. Можно лишь отметить незначительное увеличение выделений карбидов, в особенности на границе зерен и блоков. Повышение температуры исследования до 573-673 К приводит к дифференцированию структуры. В области а-фазы можно наблюдать мелкие дисперсные выделения М3С, а также большие выделения типзМ2зС6 (рис. 16, а).

Исследования [480] на дифрактометрах быстрозакаленных интер-металлидов соединений TiAl и А13Т1, полученных методом прядения расплава при скорости 104—105 К/с, не обнаружили других фаз, кроме фаз стехиометрического состава TiAl и А13Т1. Оба интерметаллида имели очень мелкое зерно (от 1 до 3 мкм). Внутри зерен обнаружены дисперсные выделения (100—300 нм), которые не были выявлены методом рентгеновской дифракции. Выделения представляют собой Ti3Al в TiAl и А1 в Al3Ti. В А13Т1 отмечено наличие парных дислокаций (сверхдислокаций) и антифазных границ, которые образовались при повышенных температурах. Поскольку при быстром охлаждении структурообразование происходит вдали от условий термодинамического равновесия, а движущей силой этого процесса является стремление системы к минимуму производства энтропии, то самоорганизующиеся структуры должны быть фрактальными и иметь кластерную природу.

Основную роль в образовании «ростовых» микродефектов в выращиваемых монокристаллах играют СТД — вакансии и межузельные атомы. В реальных условиях выращивания монокристаллов, уже на достаточно малых расстояниях от фронта кристаллизации возникают значительные пересыщения по СТД, обусловленные резкой температурной зависимостью их равновесных концентраций в алмазоподобных полупроводниках. Образующиеся избыточные неравновесные СТД аннигилируют на стоках, в качестве которых выступают боковая поверхность слитка и присутствующие в его объеме более крупномасштабные дефекты, прежде всего, дислокации. По отношению к СТД дислокации являются практически ненасыщаемыми стоками. С учетом высокой подвижности СТД при высоких температурах сток на дислокации (при достаточно высокой плотности последних в кристалле) играет основную роль в снятии пересыщения. Однако бездислокационные монокристаллы лишены такого рода эффективных внутренних стоков, а боковая поверхность слитка в силу чисто диффузионных ограничений не может обеспечить снятия пересыщения. В результате, в объеме кристалла образуются пересыщенные твердые растворы СТД, которые в процессе посткристаллизационного охлаждения распадаются с образованием специфических агрегатов, получивших название «микродефекты». Следует отметить, что в литературе отсутствует единая точка зрения по поводу определения понятия «микродефект». Под этим термином мы будем понимать локальные нарушения периодичности кристаллической решетки, представляющие собой скопления точечных дефектов (собственных или примесных), не нарушающие фазового состояния основного вещества, а также дисперсные выделения второй фазы микронных и субмикронных размеров.

Повышение жаропрочности достигается легированием твердого раствора, приводящим к увеличению энергии связи между атомами, в результате чего процессы диффузии и самодиффузии задерживаются, а температура рекристаллизации возрастает; созданием у сплава специальной структуры, состоящей из вкрапленных в основной твердый раствор и по границам зерен дисперсных карбидных и особенно интерметаллидных фаз, когерентно связанных с матрицей длительное время. Такая структура получается в результате закалки с высоких температур и последующего старения. Наличие равномерно распределенных дисперсных избыточных фаз затрудняет пластическую деформацию при высоких температурах.

После закалки в масле в обеих сталях образуется структура мартенсита; при нормализации формируется структура, состоящая из смеси нижнего и верхнего бейнита. Отпуск наряду с превращением мартенсита и бейнита в сорбит отпуска приводит к развитию процессов возврата, в результате чего игольчатая направленность исходных закалочных структур несколько уменьшается. Вместе с тем в связи с выделением дисперсных карбидных частиц в теле субзерен после отпуска сохраняется высокая плотность хаотически расположенных дислокаций.

Структура металла упрочненных труб в исходном состоянии состояла из феррита, бейнита и частично коагулированных обособленных карбидов, расположенных на границах зерен феррита. Средний диаметр карбидных сфероидов составлял 1 • 10~^ мм. В процессе эксплуатации наблюдается дифференциация бейнит-ной составляющей, увеличение числа и размеров выделившихся частиц карбидов. Так, в период от 19 до 53 тыс. ч работы отмечается увеличение размеров карбидов, выделившихся по границам, до (3-:-3,5) • 10~3 мм и рост количества дисперсных карбидных частиц в поле феррита. Дислокационная структура металла труб однородная, плотность фигур травления составляет в среднем 108—109 см""2 и практически не изменяется после эксплуатации 105 тыс. ч.

ЗТВ сплава ВЗК имеет структуру, заметно отличающуюся от исходной структуры сплава, в частности, своим мелкодендритным строением и наличием большого числа весьма дисперсных карбидных частиц [44].

Отпуск сталей 4Х4МВФ и 4Х4М1ВЗФ при 650—700° С приводит к заметной коагуляции фазы МевС и к возникновению вблизи карбидных частиц Ме6С, расположенных вдоль границ зерен, дисперсных карбидных частиц, Ме^Св, которые затем довольно быстро коагулируют.

2. Превращения в сталях перлитного и, главным образом, мартенситного классов, происходящие на определенной стадии отпуска путем обособления статистически равномерно распределенных в металле дисперсных карбидных частиц разных типов.

Повышение жаропрочности достигается легированием твердого раствора, приводящим к увеличению энергии связи между атомами, в результате чего процессы диффузии и самодиффузии задерживаются, а температура рекристаллизации возрастает; созданием у сплава специальной структуры, состоящей из вкрапленных в основной твердый раствор и по границам зерен дисперсных карбидных, и особенно интерметаллидных, фаз, когерентно связанных с матрицей длительное время. Такая структура получается в результате закалки с высоких температур и последующего старения. Наличие равномерно распределенных дисперсных избыточных фаз затрудняет пластическую деформацию при высоких температурах.

При таких высоких температурах эксплуатации определяющую роль в разрушении играет не дислокационная структура, а диффузионные процессы, имеющие даже при небольших напряжениях направленный характер и способствующие развитию диффузионной ползучести. Так как диффузионные процессы легче всего протекают по границам зерен, имеющих повышенное количество дефектов строения, то кроме химического состава на жаропрочность существенное влияние оказывает структура металла. Обычно добиваются получения легированного твердого раствора с вкраплениями по границам зерен или внутри них дисперсных карбидных или интерметал-лидных фаз. Более крупное зерно способствует повышению жаропрочности, хотя при этом снижается пластичность. Чрезвычайно важный фактор — стабильность структуры, так как перемещение атомов ведет к увеличению ползучести.

Жаропрочные стали. Жаропрочные стали используются при работе под нагрузкой (в течение заданного промежутка времени) и обладают достаточной жаростойкостью при температурах выше 500 °С. Легирование вносит существенный вклад в повышение жаропрочности сталей: во-первых, возрастает энергия межатомной связи в твердых растворах (а следовательно, затормаживаются диффузионные процессы); во-вторых, за счет легирования и термической обработки (закалка с последующим старением) формируется специальная гетерогенная структура, состоящая из твердого раствора и вкрапленных в него дисперсных карбидных или интерметаллидных фаз, когерентных с основой.

• в процессе длительного термического старения отмечается временное разупрочнение стали 15Х1М1Ф-ЦЛ (на этапе примерно 104 ч при 545°С, обусловленное распадом бейнитной составляющей в зонах равновесной структуры и ликвационных прослоек) с последующим временным повышением прочностных свойств за счет выделения дисперсных карбидных фаз и начиная с выдержки 4 • 104 ч - постепенным снижением прочностных свойств в результате коагуляции карбидных фаз;

В процессе последующего отпуска при ВТО обеспечивается выделение из твердого раствора дисперсных карбидных фаз с умеренной коагуляцией карбидных частиц и допустимая незначительная сфероидизация упрочняющей структурной составляющей (перлита, бейнита) с некоторым их распадом, что в конечном итоге заметно повышает пластичность металла и сохраняет требуемые кратковременные механические и жаропрочные свойства.