книги / Строение и свойства металлических сплавов

дислокаций. Это наблюдалось, например, в малоуглеродистой стали.

Влияние деформации зависит не только от этапа старения и

нитридных фаз. В случае предварительной деформации время достижения первого максимума немного уменьшается, но эффект деформации и старения больше, чем в результате старения непосредственно после закалки. Кинетика второй стадии сильно зависит и от состава, и от предварительной деформации.

При исследовании мартенситно-стареющих сталей переход­ ного класса было показано [186—188], что мартенсит, получен­ ный в результате холодной деформации (15—20%), при ком­ натной температуре содержит дислокаций (~ 1 0 п см2) больше по сравнению с мартенситом, полученным при обработке холо­ дом, и особенно по сравнению с полученным при высоком отпу­ ске. Такая структура имеет также более высокую исходную и максимальную прочность (после старения при 500°С).

Следует также учесть, что влияние пластической деформации, поскольку она увеличивает плотность дефектов (дислокаций и вакансий), может быть связано с ускорением диффузии [109]. Показано, что в монокристаллах сплава А1 — Си, пластически деформированных после закалки, образование зон Г — П при комнатной температуре идет быстрее и что в процессе самих испытаний возможно развитие старения и рост напряжения течения [185].

Влияние третьего элемента

Большой интерес представляет влияние на кинетику старения добавки третьего элемента. Возможный эффект на начальных стадиях будет, по-видимому, зависеть от взаимодействия этого элемента с вакансиями. Так, было показано (по изменению р), что добавка небольшого количества Sn (0,006%) замедляет об­ разование зон в сплаве А1 + 1,7% Си. Оказалось,’ что энергия активации процесса в тройном сплаве составляет ~ 1 ,Ы 0 -19 дж (~ 0,7 эв), а в двойном 0,8-10-19 дж (0,51 эв). По-видимому, энергия связи между вакансиями и атомами олова на 0,32 -Ю-19 дж (0,2 эв) больше, чем между вакансиями и атомами меди; олово отвлекает от меди вакансии, необходимые для образования зон. Показано, что индий задерживает образование зон Г—П и фазы О", но способствует образованию частиц 0' Последнее объясняется изменением состояния поверхности раз­ дела матрицы и промежуточной фазы и уменьшением размера критического зародыша (Силкок). Известно также сильное

241

точной фазы 0' В работе [210] проведено электронномикроско­ пическое исследование сплава А1 + 1,7% (ат.) Си с добавкой 0,02% (ат.) Cd. Сделан вывод о том, что наблюдаемое увеличе­ ние скорости выделения фазы 0' в сплаве А1 — Си — Cd обязано как понижению кадмием поверхностной энергии, так и кинети­ ческому эффекту— закреплению на более длительное время вакансий, способных к диффузии. Обнаружено также влияние малых добавок в других системах. Например, введение добавок серебра в сплав А1—Zn—Mg увеличивает дисперсность частиц выделения промежуточной фазы и устраняет пограничную область, свободную от выделений. Это повышает прочность, в частности сопротивление коррозии под напряжением [185].

В работе [191] показано, что введение в никелевые сложнолегированные сплавы малых количеств редкоземельных и других элементов (церия, лантана, неодима, циркония) замедляет коагуляцию при старении промежуточной фазы у' (вывод сде­ лан на основе статистической обработки электронномикроскопи­ ческих снимков) и приводит к увеличению времени до разруше­ ния при высоких температурах. Специальные исследования с помощью радиоактивного никеля показали, что при таком леги­ ровании заметно уменьшается скорость самодиффузии никеля по границам зерен. Таким образом, введение небольших количеств третьего элемента оказывает сложное влияние на кинетику ста­

имели скорее сферическую форму].

Исследование кинетики процесса показало, что коагуляция у ' контролируется диффузией алюминия в никеле [энергия актива­

242

(как показали измерения ферромагнитной точки Кюри никеля, которая сильно зависит от содержания в нем алюминия) линейно

тролируемый диффузией, на стадии, когда новые частицы не образуются и одни растут за счет других. Такое хорошее соот­ ветствие объясняется высокой симметрией частиц у' кубической формы и отсутствием больших когерентных напряжений в матрице.

Из независимых определений среднего размера г частиц у' и средней концентрации алюминия в растворе С для различных моментов изотермического старения вычислялся эффективный коэффициент диффузии Д,//, приводящей к росту частицы, и по­

(Vm— молярный объем выделения, R — газовая постоянная, Т — температура) и

_ 1_

(VI. 6)

Д 3

^ = С —Се,

DeffiRT?

(VI. 7)

9Y2C X

Уравнения (VI.5) и (VI.7) позволяют по найденным из опыта значениям k и х определить Д // и у. Оказалось, что при иссле­ дованных температурах (610—650°С) Д //« 2 Д ц (0 ), т. е. эффективный коэффициент диффузии примерно в два раза боль­

243

терференционной картины [216] приводит к аналогичному выводу о том, что коагуляция карби­

дов железа в легированной стали происходит так же, как в не­ легированной, но что в первом случае процесс смещается к бо­ лее высоким температурам. Величина смещения зависит от со­ става стали.

Обработка статистических данных, полученных при метал­ лографическом анализе процесса коагуляции [214], показала, что между средним диаметром карбидной частицы dcр и временем

стали. Как показали экспериментальные данные, связь с кон­ центрацией легирующего элемента в большинстве случаев

245

раствора у поверхности ча­ стицы конечного размера, согласно уравнению Томсо­ на (см. гл. IV), равна

Ссо RTpr

где М — молекулярная мас­ са;

а— свободная энергия поверхности разде­ ла матрица — ча­ стица (поверхност­ ное натяжение);

Си Соо — концентрации углерода в феррите у поверхности частицы радиуса г и бесконечно большой частицы

карбида.

р — плотность карбидной фазы; Концентрация углерода в феррите на границе с частицами

двух различных размеров изображена на рис. 110. В соответ­ ствии с уравнением концентрация С\ у поверхности частицы с меньшим радиусом г\ больше, чем концентрация С2 у поверхно­ сти частицы с большим радиусом г2 Создается перепад концен­ траций, пропорциональный разности С \— С2. Причиной коагу­ ляции является наличие этого перепада, благодаря которому происходят растворение мелких и рост крупных частиц кар­ бидной фазы. Действительно, энергия активации процесса коа­ гуляции карбидов при отпуске стали практически равна энергии активации диффузии углерода в феррите: около 83,7 кдж/г-атом (20 ккал/г-атом) в обоих случаях.

На основании этой качественной модели можно связать про­ цесс коагуляции с элементарным процессом диффузии. При допущении, что при высоком отпуске карбидные частицы имеют сферическую форму, а дисперсность их характеризуется величи­ ной dcp, получим

где D — коэффициент;

Q — энергия активации диффузии.

Поскольку dcv линейно связано с D ' -, изменение этих величин с температурой подчиняется одному и тому же закону. Поэтому, определив значения rfcp при постоянном времени изо­

247

близко к энергии активации коагуляции карбидов, определенной для температур отпуска выше 400° С, и к энергии активации диффузии углерода в а-железе.

Влияние углерода н'а коагуляцию карбидов можно оценить из следующих соображений: увеличение содержания углерода в стали при прочих равных условиях приводит к увеличению числа карбидных частиц и, следовательно, к уменьшению сред­

где а и b — расстояние между частицами.

Из опытных данных следует, что расстояние между частица­ ми обратно пропорционально корню кубическому из содержа­ ния углерода в стали. При постоянной температуре, времени отпуска и содержания легирующих элементов

где С] и Сг— концентрации углерода в стали.

В исследуемом случае С\ = 0,7, а Сг = 0,4% С, и —2 = [

размеров частиц пропорционально корню кубическому из отно­ шения концентраций углерода в стали:

Старение растворов внедрения

Работы по изучению старения малоуглеродистого железа, в частности систематические исследования Скакова [186—188], по­ казали, что общая закономерность распада пересыщенного раствора аналогична закономерностям, наблюдаемым в класси­ ческих стареющих системах, хотя старение идет за счет примесей внедрения. При этом не вполне ясно, за счет каких примесей идет старение: кислорода, азота, углерода или различных ком­

248

где а — доля фазы, выделившейся за время /, а т характеризу­ ет интенсивность выделения.

(до 170°С), в связи с чем было сделано предположение о том, что форма частиц, сферическая вначале, меняется, поскольку возникают плоские скопления атомов углерода, параллельные {110} a-Fe, облегчающие образование е-карбидов. Уменьшение параметра т с повышением температуры также расценивалось как признак изменения механизма распада.

Электронномикроскопические исследования [186—188] старе­ ния железа (суммарное содержание азота и углерода 0,042% с преобладанием углерода) показали, что, хотя после закалки в фольге встречаются одиночные дислокации, основные изменения

2 ч) наблюдается образование регулярной структуры зон длиной

о

около 25 нм (250 А); зоныо имеют форму дисков или пластин

толщиной около 5 нм (50 А) и создают поле упругих напря­ жений.

С повышением продолжительности естественного старения размер зон несколько увеличивается. Зонная структура, образо­ ванная длительным старением (2 мес.) при 20° С, вполне устой­ чива при 100° С.

Энергия активации процесса образования зон близка к энер­ гии активации диффузии углерода или азота в а-железе [63—84 кдж/г-атом (15—20 ккал/г-атом)] [218].

Сделан вывод о последовательности распада a-твердого рас­ твора [186—188]:

1 Образование и рост неупорядоченных группировок (зон) атомов углерода и азота (большая дисперсность скоплений не дает достаточного контраста при просвечивании фольги).

2. Упорядочение внутри группировок и рост упорядоченных зон (а' или а" фазы, аналогия б")- Упорядочение в растворах внедрения с о. ц. к. решеткой приводит к возникновению тетра­ гональной симметрии решетки. Это создает значительные упру­ гие искажения внутри зон, что обусловливает сильный дифрак­ ционный контраст на электронномикроскопическом изображе­ нии. Увеличение концентрации и скорости образования зон с повышением температуры закалки свидетельствует о существен­ ной роли избыточной концентрации вакансий.

249