автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Формирование структуры и механических свойств в стареющих ГЦК сплавах, претерпевающих неизоморфный распад

Тульский Государственный технический университет

на правах рукописи

ВАСИН ВЛАДИМИР ДМИТРИЕВИЧ

Формирование структуры и механических свойств в стареющих ГЦК сплавах, претерпевающих неизоморфный распад

Специальность: 05.16.01- Металловедение и термическая

обработка металлов 01.04.07 - физика твердого тела

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Тула - 1994

Работа выполнена в Московском ордена Трудового Красного Знамени педагогическом университете.

Научный руководитель - доктор физико-математических наук

Удовенко Валерий Афанасьевич Научный консультант- доктор технических наук

Гуляев Александр Александрович

Официальные оппоненты - доктор технических наук

Мальков Александр Васильевич - кандидат физико-математических наук Лясоцкий Игорь Всеволодович

Ведущая организация - Российский Научный Центр

Курчатовский институт

^Защита диссертации состоиться __1994 г.

в часов на заседании диссертационного совета К.063.47.02. при Тульском Государственном техническом университете по адресу: 300600, г.Тула, пр.Ленина 92, учебный корпус 9, ауд.101.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке университета.

.. /$ - г-^лЦ Л

Автореферат разослан ' 1994 г.

Ученый секретарь диссертационного совета^. О _

кандидат технических наук, доцент СО Гончаренко И.А.

1.ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

1.Актуальность темы.

Развитие отраслей современной техники предъявляет все более высокие требования к используемым материалам. Современное металловедение позволяет решать задачи создания материалов с повышенным коми чексо(.-физических и механических свойств путем целенаправл пногг формирования структурного состояния, осуществляемого как а /искоу оптимального легирования, так и совершенствованием термиЧ' л ;: механической обработки сплавов. Большими возможностями пел , ¡'"ши: комплекса свойств обладают стареющие сплавы. Исследования, ирог/-денные на таких сплавах позволили выяснить основные закономерности п| оцессг. старения, формирование структуры и свойств сплава при старении и ш основании этого разработать многие дисперсионноупрочняющие сплавы Необходимо отметить, что большее внимание в этих исследованиях былс уделено изоморфно-распадающимся пересыщенным твердым растворам, ) которых проходит, как правило, непрерывное выделение упрочняющей фазы Меньшее внимание уделялось неизоморфно-распадающимся пересыщенные твердым растворам, влиянию внешних воздействий на этот распад, процессу прерывистого распада в таких сплавах, а также взаимосвязи между структурными особенностями сплавов при неизоморфном распаде с формированием комплекса механических свойств. Проведение исследований в вышеотмеченных направлениях может оказаться крайне пер спективным с точки зрения разработки новых сплавов с повышенными механическими характеристиками.

2.Научные положения, выносимые на защиту.

1. Результаты эксперементальных исследований старения по/: нагрузкой монокристаллов сплавов Ы:1-2%Ве и Си-2%Ве, которые приводят : формированию частиц неизоформных фаз ШВе и СиВе одной или дву. ориентировок в зависимости от харлктпрл и плпряплепия приложеш: нагрузки, изменению кинетики старения.

2. Предлагаемый структурный механизм распада пересыщенных тверды, растворов при старении Ге-Ш-Ве сплава (40НЛ): низкотемпературны; непрерывный и высокотемпературный прерывистый.

3. Структурную модель образования квазипериодических макрорешето для сплава Си-М-Ве с различной объемной долей фазы выделения ШМп.

Целью данной работы является повышение эксплуатационных механических характеристик ряда стареющих сплавов, с. исходи

(матричной) ГЦК структурой, претерпевающих неизоморфный распад, влия! внешнего воздействия (нагрузки) на этот процесс, а также исследова природы упрочнения этих сплавов.

4.Обшая методика исследования.

В работе использованы стандартные и оригинальные методы следования структуры и свойств материалов.

Старение под нагрузкой сжатием проводили на испытательной маш: Р-5, с помощью специально сконструированного приспособления, а старе! под нагрузкой растяжением на испытательной машине "Инстрон". Для следования структуры сплавов использовались мете ренгеноструктурного анализа, оптической и электронной микроскоп Механические свойства измерялись на испытательной машине "Инстрс испытания на ударный изгиб на копре типа 2130 КМ-0,3.

5.Научная новизна.

1.Впервые проведено детальное изучение взаимосвязи структурь механических свойств в ряде неизоморфно-стареющих ГЦК-сплав Установлено, что старение под нагрузкой сплавов Ni-Be и Cu-Be приводи изменению кинетики старения сплавов, уменьшению числа ориентиро! неизоморфной фазы выделения, образованию закономернс пространственного распределения фазы выделения и упрочнению сплав«

2.0бнаружены и исследованы два возможных механизма неизоморфн распада в сплаве системы Fe-Ni-Be (40HJ1): непрерывный и прерывис (ячеистый). Показано, что оптимальному комплексу механических свой сплава 40HJI соответствует сложная структура, представляющая см непрерывного и мелкодисперсного прерывистого распада.

З.Установлено, что старение под нагрузкой неизоморфно-старекн сплавов Cu-Ni-Mn с различной объемной долей фазы выделения приводр уменьшению числа ориентировок фазы выделения, формирова! пространственного распределения частиц фазы выделения для сплавс низкой объемной долей фазы выделения и существенному упрочне: сплавов, особенно для сплавов с высокой объемной долей фазы выделе}

с.

6.Практическая значимость работы.

Полученные результаты расширяют физические представлени механизмах и кинетике неизоморфного распада в пересыщенных твер растворах. Полученные данные могут быть использованы для повыше эксплуатационных характеристик пружинных сплавов на Cu-Be ochoe высокопрочных инварных сплавов на Fe-Ni-Be основе.

7.Апробания работы.

Материалы диссертационной работы были доложены и обсуждены на IX Всесоюзной конференции по электронной микроскопии (г.Москва, 1973 г); Всесоюзном совещании "Структурный механизм фазовых превращений металлов и сплавов" (г.Москва, 1974 г); П Совещании по старению сплавов (г.Свердловск, 1976 г); IV Совещании по старению металлических сплавов (г.Свердловск, 1984 г);

в.Публикаиии.

По теме диссертации опубликовано 12 печатных работ.

Э.Структура работы.

Диссертация состоит из введения, пяти глав, общих выводов, списка литературы. Работа изложена на 135 страницах компьютерного текста, содержит 45 рисунков и 4 таблицы. Список использованной литературы включает 107 наименований.

2.С0ДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во вввяении обоснована актуальность выбранной темы, сформирова цель исследования, положения, выносимые на защиту, научная новизна практическая значимость работы.

Первая глава посвящена обзору литературы. Описаны общ закономерности процесса выделения из пересыщенных твердых раствор* Изложены результаты экспериментальных исследований формирован структуры как при непрерывном, так и при прерывистом выделении ф Особое внимание в литературном обзоре уделено структурным изменени при неизоморфном выделении фаз. Показано, что в результате неизоморфнс распада в матрг е возможно образование трех ориентиров кристаллической решетки фазы выделения, каждая из которых соответств^ совпадению оси [001] решетки частиц с одной из кубических осей матри! Отмечено, что аналогичные структурные изменения могут происходить п эвтектоидном распаде твердых растворов, а также при упорядочении ря сплавов (CoPt, NÍ4M0 и другие ).

Обсуждены особенности старения сплавов в поле внешних напряжен (динамическое старение). На примере изоморфно-стареющих сплавов п нагрузкой показано, что внешние напряжения могут приводить к изменен морфологии и ориентации частиц, образующихся фаз и, как следствие это] приводить к изменению механических характеристик сплавов. Рассмотре вопросы изучения структуры, формирующейся в процессе деформации природе упрочнения двухфазных сплавов, содержащих выделен; упорядоченных фаз. Изучение дислокационной структуры некотор] изоморфно-распадающихся сплавов ( NiAl, NiV и др.) показало, что зависимости от объемной доли упорядоченной фазы сдвиг в них мож осуществляться либо одиночными, либо парными дислокациями, ч приводит к различным механизмам упрочнения сплавов.

Обоснован Ьыбор сплавов систем Cu-Be и Ni-Be как возможш пружинных сплавов, сплава системы Fe-Ni-Be - как перспективного спла для создания высокопрочных инваров и сплавов системы Cu-Ni-Mn к возможных сплавов высокотемпературной памяти формы и высоко демпфирования.

Глава заканчивается постановкой задачи исследования, проведенно в диссертационной работе.

Во второй главе описаны технология выплавки и приготовлен! образцов, приведены химические составы исследованных сплавов и режи! термических обработок, дана краткая характеристика методи используемых при проведении исследований.

Исследования проводились на монокристаллических поликристаллических образцах сплавов лабораторной выплавки, а так.

на сплаве промышленного производства (завод "Сибэлектросталь", г.Красноярск) весом 1000 кг, которому была присвоена марка 40HJI. В качестве исходных материалов для получения сплавов Cu-Be, Ni-Be, и Cu-Ni-Mn использовались электрохимические медь, никель ' и рафинированный марганец. Монокристаллические образцы этих сплавоЕ выращивали по методу Бриджмена в атмосфере аргона. Сплав 40HJ1 выплавляли методом индукционной вакуумной плавки. После выплавки слитки сплава 40HJI подвергали гомогенизирующему отжигу при 1=110043 и ковке при T=1050-1100cfc на прутки и сутунки, из которых изготавливались образцы для механических и структурных исследований. Химический состав сплавов приведен в таблице 1.

Таблица I

Сплав Маркировка Химические элементы (вес.%)

Си Ni Fe Мп Ве

Cu-Be КБ осн - - - 1.9-2.2

Ni-Be НБ - осн - - 2.0-2.2

Fe-Ni-Be 40НЛ - 39.44 осн 0.15 0.75

Cu-Ni-Mn 60 20 - 18.2 -

Cu-Ni-Mn 30 35 34.6 -

Исследованные сплавы подвергали следующей термической обработке:

- для сплава Ni-Be - закалка от температуры 1100°С, выдержка 0,5 ч е воду и старение при температурах 425, 500 и 55оЯс в течении 1,2, 4 и 8 часов;

- для сплава Cu-Be - закалка от температуры 800°С, выдержка 0,5 ч в воду и старение при температурах 200 и 300% в течении 1, 2 и 5 часов;

- для сплава 40HJI - закалка от температуры 1050 - 1200%, выдержка 0,5 ч вводу и старение при температурах 500 - 700% в течении 1-16 часов;

- для сплавов Cu-Ni-Mn - закалка от температуры 900%, выдержка 0,5 ч в воду и старение при температуре 450%, время старения от нескольких минут до 500 часов.

Монокристаллические образцы сплавов Cu-Be, Ni-Be и Cu-Ni-Mr. подвергали как обычному старению, так и старению под нагрузкой сжатием (до 30 кгс/мм2) и растяжением (до 25 кгс/мм2).

Ренгеноструктурные исследования проводили фотометодом на аппарате УРС-55 с использованием камеры вращения РКУ-114 и камеры КРОСС на Fe-Ku Cu-Ka и Ni-Ka излучениях.

Микроструктуру сплавов исследовали на световом микроскопе "Neo fot", тонкую структуру-на просвечивающих электронных микроскопах ЕМ-6(

с ускоряющим напряжением 100 кв и "Tesla" BS-540 с ускоряют напряжением 120 кв.

Старение под нагрузкой сжатием проводилиь на испытательной маш1 Р-5, с помощью специально сконструированного приспособления, a crapet под нагрузкой растяжением проводили на испытательной машине "Инстрс

Механические испытания на статическое растяжение сплавов Си-Ni-Be, Cu-Ni-Mn проводили при комнатной температуре на испытательь машине "Инстрон" при скорости деформирования 2*10"5 м/сек. Определе}

характеристик ао.2; Св и 5 для сплава 40HJI проводили в интерва температур от 20 до -269*^ на испытательной машине "Инстрон" при скорос деформирования 3,3 *10"5 м/сек. Испытания на ударный изгиб проводили копре типа 2130 КМ-0,3 в интервале температур от 20 до -253^.

В третьей главе представлены результаты исследования влиян неизоморфного старения сплавов Cu-Be и Ni-Be в поле напряжений на структуру и механические свойства, а также кинетику старения.

В результате обычного (без нагрузки) старения закаленных сплаЕ Cu-Be и Ni-Be с ГЦК-решеткой, в них происходит выделение фаз СиВе и N: с 0ЦК - решеткой, решетка которых находится в бейновском ориентационн соотношении по отношению К решетке матрицы: (001)Marp II (001)выд; [OIOIhs [110]выд. При этом на ранних стадиях старения электронномикроскопичес обнаруживаются диффузные тяжи по трем возможным направлениям <100> последующим сгущением этих тяжей в местах, соответствующих рефлексам фаз выделения.

Электронномикроскопические исследования сплавов Cu-Be и Ni-после отпуска под нагрузкой на ранней стадии старения (например спле Ni-Be 450^ - 2 часа) показали, что в зависимости от кристаллографическ< направления приложения нагрузки наблюдается ряд характерн особенностей дифракционной картины. При приложении сжимающей нагру: вдоль направлений [001] и [110] решетки матрицы на электронограм» образцов сплавов Cu-Be и Ni-Be наблюдается коротковолновое диффуз] рассеяние в виде тяжей вдоль направлений <100>, при этом в слу приложения нагрузки вдоль [001], диффузные тяжи обнаруживаются тол1 вдоль одного направления <100>, а в случае приложения нагрузки вдоль [ - вдоль двух направлений <100>. Повышение температуры старения спла (например, для сплава Ni - Be до 550^) приводит к уменьшению дл! диффузных тяжей и их сгущению в определенных местах и далее появле] в них рефлексов от фаз выделения (т.е. фаз СиВе и NiBe с 0ЦК решетк Отмеченные особенности дифракционных картин свидетельствуют о том, в первом случае (сжатие вдоль [001]) происходит образование частиц ф выделения только одной кристаллографической (бейновской) ориентиро!

с осью "С", параллельной направлению нагружения, а во втором случае - двух бейновских ориентировок.

Кроме описанного коротковолнового диффузного рассеяния на ранних стадиях старения сплавов Cu-Be и Ni-Be в случае образования частиц фазы выделения одной ориентировки наблюдалось длинноволновое диффузное рассеяние (вблизи узлов ГЦК-матрицы, в том'числе нулевого) в виде штабов вдоль направлений типа <012>, количество которых, а также интенсивность различны у разных узлов. Анализ описанного выше диффузного рассеяния показал, что оно связано в основном с флуктуационными волнами статических смещений, т.е. с искажениями твердого раствора при выделении частиц второй фазы.

Изучение контраста светлопольных и темнопольных изображений после отпуска сплава Ni-Be при 550^3 под нагрузкой вдоль направления [001] показало, наличие на светлопольных изображениях характерного "твидового" контраста в виде плотных рядов вдоль направлений <021>, а на темнопольных изображениях в рефлексах типа 001 фазы выделения - сетки с плотными пересекающимися рядами частиц фазы выделения вдоль направлений [021] и [021]. Угол между рядами частиц равен 40°, а между рядами и.направлением [001] - 70°. Частицы фазы выделения вытянуты вдоль направления, перпендикулярного направлению [001] - оси приложения нагрузки, а расстояниео между частицами, имеющими пластинчатую форму и средний размер 30 -40 А, в рядах составляет 160 - 170 А.

Старение сплавов Cu-Be и Ni-Be при приложении внешней растягивающей нагрузки имеют ряд особенностей. В этом случае одна ориентировка фазы выделения образуется, если нагрузка приложена вдоль оси [110], а две -вдоль оси [001]. Необходимо также отметить, что если в процессе старения сплавов в условиях сжимающих напряжений образуются частицы, габитусная плоскость которых перпендикулярна направлению нагрузки, то в условиях растяжения - параллельно этому направлению.

Таким образом, отпуск под нагрузкой проявляется в ряде особенностей формирования структуры. Упругое внешнее воздействие приводит к тому, что в процессе старения происходит выделение частиц одной или двух ориентировок, в зависимости от направления приложения внешнего напряжения. Это может быть объяснено на основе термодинамического принципа Ле-Шателье-Брауна, согласно которому процесс превращения при внешнем воздействии протекает таким образом, чтобы было уменьшено внешнее воздействие на систему. Так, образование пластин зародышей фазы NiBe одной ориентировки, перпендикулярных направлению приложения сжимающей нагрузки вдоль [001] или пластин зародышей двух ориентировок, параллельных плоскостям (100) и (010) решетки матрицы, в случае

нагружения вдоль [110], приводит к уменьшению внешнего воздействия систему.

Анализ диффузного рассеяния электронов в сплавах Cu-Be и Ni-B> прежде всего тот факт, что оно связано с искажениями твердого раств< при выделении частиц второй фазы, позволил сделать вывод, что i старении сплавов Cu-Be и Ni-Be имеет место трехмерная пространствен! корреляция выделений. Сопоставление данных исследования диффузн* рассеяния и темнолольных изображений позволило представить мод! пространственного расположения зародышей: частицы фазы выделе! образуют объемно-центрированную тетрагональную макрорешетк} отношением осей С : А = 1 : 2. Ось "С" этой макрорешетки лежит вдс направления [001] - направления приложения нагрузки, а ось "А" совпад с направлением [100] и [010] (рис.1). Параметры этой макроячейки: С-150 А-300 А.

Таким образом, при выделении частиц фаз СиВе и NiBe од? ориентировки происходит взаймодействие полей упругих искажений одн типа вокруг этих частиц, что приводит к образованию квазипериодичес1 объемноцентрированной тетрагональной макрорешетки. Отметим, что, случае обычного (без нагрузки) старения этих сплавов, происхо, выделение частиц всех трех возможных бейновских ориентировок, при э1 взаимодействие полей вокруг частиц, имеющих разную ориентировку отношению к матрице, приводит к образованию квазипериодичес! макрорешетки с объемноцентрированной кубической структурой.

Старение сплавов Cu-Be и Ni-Be в поле внешних сжимающиз растягивающих напряжений существенно влияет на кинетику распада, основании электронномикроскопических данных были сдела кинетические оценки, характеризующие процесс старения сплава Ni-B разных условиях: без нагрузки, при сжатии вдоль <001> и растяжении вд^ <001>. Электрониомикроскопически оценивалась толщина пластинча частиц фазы выделения NiBe (таблица 2). Обнаружены две кинетичес особенности старения сплава под нагрузкой по сравнению со старением нагрузки. Во-первых, толщина частиц после отпуска при 50(А -1 час в п сжимающих напряжений составляет 10-15 А, а в поле растягиваю напряжений 25-35 А. Толщина после отпуска при этих же условиях, но нагрузки 15-25 А. Во-вторых, полученные после одного часа выдержки сжатии размеры частиц 10-15 А практически не изменяются при дальней обработке без внешней нагрузки. Эти данные свидетельствуют о том, ч' процессе старения в поле напряжений, наблюдается увеличение скор< роста частиц при растяжении, уменьшение при сжатии и стабилизацию р> частиц при достаривании в обычных условиях. Обнаруженные кинетичес особенности могут быть объяснены на основе учета влияния внеи

[010]

Рис.

I. Схематическое изображение пространственного

распределения зародышей фазы выделения в сплавах Л/с - В« и Сч - В е, отпущенных в поле одноосного ежи мающего напряжения вдоль направления [001^] .

0.1 о. 2. о.з " УI Рис. 2. Кривые "напряжение - деформация" сплава Ве , отпущенного при температуре 425°С - 2ч;

1 - отпуск без нагрузки;

2 - отпуск в поле одноосного сжимающего напряжения, приложенного вдоль направления [001] .Ось растяжения параллельна [100^ решетки матрицы.

напряжений (главным образом их объемной компоненты) на процесс диффузионного роста частиц. Принимая во внимание вакансионнв механизм диффузии, можно отметить, что при сжатии объемная компонен внешних напряжений уменьшает равновесную концентрацию ваканси среднюю частоту перескоков атомов и межатомные расстояния, что ведет снижению кинетического фактора для вакансионного механизма-диффуз] и замедление скорости роста выделений. При растяжении наблюдает обратная картина: увеличение кинетического фактора и ускорен] диффузионного механизма роста выделений. Стабилизацию роста частиц п] достаривании в обычных условиях (таблица 2) можно связать особенностями в пространственном распределении частиц при различи! воздействиях.

Таблица

Температура старения, С Характер нагрузки Время старения под нагрузкой, ч Время ^остарквапи я без нагрузки,ч Время старения без нагрузки, ч Количество ориентировок у- фазы Толщина выделени у- фазы,

500 Сжатие вдоль <100> 1 - - одна 10-15

500 то же 8 - - одна 10-15

550 то же 8 - - одна 10-15

| 500 то же 8 4 одна 10-15

550 то же 8 4 - одна 10-15

500 Растяжение вдоль <110> 1 - - одна 25-35

500 то же 1 2 - одна 25-35

500 то же - - 1 три 15-25

500 * то же - - 2 три 20-30

500 то же - - б три 30-40

На монокристаллических образцах сплава Н:.-Ве, состаренного в пс сжимающей нагрузки вдоль направления [001] проводилось измереи механических характеристик. Параллельно изучались механическ свойства образцов, состаренных в обычных условиях. Сравнение данн испытаний показало, что старение под нагрузкой при выделении частиц фг выделения одной ориентировки приводит к увеличению предела текуче; на 25-30% и возрастанию коэффициента упрочнения на второй стадии криЕ деформационного упрочнения (рис.2). Повышение механических свой сплава Н1-Ве при старении под нагрузкой по сравнению с обычным стареш у.ох.ет быть обусловлено тем, что в первом случае выделяются частицы ф;

одной ориентировки и движущиеся дислокации взаимодействуют с полями упругих искажений только одного типа, а во втором случае, вокруг частиц трех ориентировок образуются поля упругих искажений разного типа, частично компенсируя друг друга и оказывая меньшее суммарное воздействие на движущиеся дислокации.

Четвертая глава посвящена исследованию взаимосвязи фазовых превращений, структуры и механических свойств неизоморфно-стареющего сплава системы Ге-М-Ве - 40НЛ (см. табл.1) в зависимости от условий термической обработки: температуры закалки Та температуры старения Тег, продолжительности старения Тст.

Результаты металлографического и рентгеноструктурного исследований сплава 40НЛ, закаленного от различных температур показали, что в состоянии закалки структура сплава представляет собой аустенит с ГЦК решеткой и избыточную фазу ШВе с ОЦК - решеткой. Увеличение Т3от 1050 до 1200^ приводит к полному растворению избыточной фазы и, следовательно, к обогащению матричного твердого раствора N1 и Ве, о чем свидетельствует понижение параметра решетки ГЦК аустенита от 3,575 А до 3,569 А, а также к увеличению размера зерна от 25 до 250 мкм.

Повышение Тз от 1050 до 1200^ приводит к понижению комплекса механических свойств, соответственно, от <то,2= 360 МПа; ств =570 МПа; 6=29% до аЦ2=300 МПа; ств=400 МПа; 8=13%, что связано, прежде всего, с резким ростом размера зерна, сдерживаемого при более низких Тз частицами избыточной фазы. Особенно резкий рост размера зерна аустенита и, соответственно, понижение механических свойств наблюдается при ТзИОО^. Эти данные позволили выбрать в качестве оптимальной Т^ИОО^С, которой

соответствует следующий комплекс свойств: СТЦ2= 350 МПа; СТв =560 МПа; 5=32%.

Старение сплава 40НЛ после Тз=1100сЬ проходит по двум механизмам: низкотемпературному непрерывному и высокотемпературному прерывистому. Как в ходе непрерывного, так и прерывистого распада из аустенита с ГЦК решеткой выделяется фаза ШВе с ОЦК решеткой, при этом между решетками фазы выделения и аустенитной матрицы наблюдается бейновское соотношение ориентировок: (001)Маф II (ОО^Ве; [010]Ммр II [110]ыэВе. Непрерывный распад включает стадии образования областей типа зон Гинье - Престона (500^:, 1-2 ч; 5509^0,5-1 ч; 6009с, 0,5 ч) и частиц фазы ШВе, размеры которых не превышают 30-40А по толщине и 80-100А в диаметре.

Частицы фазы ШВе, выделяющейся в ходе непрерывного распада, имеют форму плоских дисков, параллельных плоскостям (100) матрицы и статистически беспорядочно расположены в ней, при этом на всех стадиях

распада наблюдаются частицы всех трех возможных бейновсь ориентировок.

Развитие прерывистого распада соответствует следующим Тег и '

Тсг=50сА;, тст>9 час; Тег^БсЯс, Тсг>1час; Тс^бОоЧе, Тсг>0,5 час. Прерывист распад металлографически выявляется в виде областей повышен} травимости, образующихся у границ зерен и в ходе старения продвигающи: вглубь зерен. Области, охваченные прерывистым распадом, состоят из мел} (до 2 мкм), различно ориентированных друг относительно друга яче каждая из которых содержит стержни (ламели) фазы NiBe, одной бейновс! ориентировки, расположенные вдоль направления <100> матрицы. Повыше1 температуры старения приводит к увеличению межламельного расстоя} "первичного" прерывистого распада и развитию от исходных границ зе] "вторичного" прерывистого распада, связанного с выделением фазы N более грубого строения. Повышение Т3 приводит к интенсификаи прерывистого распада, что объясняется увеличением степени пересыще} исходного твердого раствора бериллием за счет растворения избыточ} фазы NiBe.

Анализ зависимостей изменения механических характеристик отТз,

ter показал, что оптимальный комплекс механических свойств наблюдае' при Тз=1100Ч: и старения Тсг=550Ч;, 2-3 часа или Тсг=600Я:, 0,5-1 час составляют: ао.?.- 800-900 МПа; ств =1000-1100 МПа; 5=6-8%. Оптимальнс режиму термической обработки соответствует комплексная структу состоящая из областей непрерывного распада с размерами частиц фг выделения 20-30А по толщине и 70-80А в диаметре и мелкодисперсж прерывистого распада с толщиной ламелей 60-80А и расстоянием между ни 200-250А.

Результаты исследования температурных зависимостей механичеси характеристик после закалки отТз=1100Яз, а также закалки и старения г Тсг^бО'Ъ, 2 ч указывают на сохранение высокого уровня этих характерно! в широком диапазоне температур. Основной особенностью температуря

зависимостей ацг; ов и 5 является то, что при понижении температуры 20^с до -269^ происходит не только увеличение прочностных характерно:

(закалка: от сто,2=350 МПа и ств=560 МПа при 20°С до с цг=750 МПа и <тв=$

МПа при -269^; старение: от ст0,2=9ОО МПа и стБ=1100 МПа при 20°С до CT Q2=i:

МПа и ств=1400 МПа при -269^), но и увеличение пластичности (закалка: о

=32% при 20°С до 5 =47% при -269^С; старение: от 5 =8% при 20^ до 5 =11% л -2699:).

Для выяснения причины изменения механических свойств сплава 40 при понижении температуры испытания исследовали его деформационн

структуру после испытаний на растяжение до разрушения при температурах от 20% до -269%. Установлено, что при 20% деформация осуществляется путем дислокационного скольжения с образованием сплетений дислокации и ячеистой дислокационной структуры. По мере понижения температуры в механизм деформации включается механическое двойникование и после деформации при Т=-269°С на фоне развитой дислокационной структуры наблюдаются двойники деформации толщиной 100-300Á, образованные по системе [111]<112>. Увеличение доли механического двойникования в общем механизме деформации при понижении температуры и приводит, по-видимому, к росту пластичности сплава 40HJI при одновременном увеличении его прочностных характеристик.

В пятой главе представлены результаты исследования структуры и механических свойств неизоморфно-стареющих монокристаллических сплавов системы Cu-Ni-Mn (см.табл.1).

В результате закалки и последующего старения сплавов при температуре 450%, в них происходит выделение интерметаллида с составом, близким к NiMn, имеющего гранецентрированную тетрагональную решетку (с/а<1) и находящегося по отношению к матрице в бейновском ориентационном соотношении. Обычный отпуск (без приложения нагрузки) приводит к образованию фазы выделения NiMn всех трех бейновских ориентировок.

Электронномикроскопический анализ позволил установить, что в результате старения образцов сплавов Cu-Ni-Mn при сжимающей нагрузке -

0,8 Тс (предела текучести), прикладываемой вдоль направления [001] образуется только одна ориентировка фазы выделения, а вдоль [110] - две ориентировки.

При уменьшении содержания в сплавах меди объемная доля фазы

выделения и величина тетрагонального искажения s=l-c/a возрастают

(экстраполяция на нулевое содержание меди приводит к значению 6=0,054). Изученные в работе сплавы были разделены на две группы: с низкой и высокой объемной долей (f) фаз выделения. В качестве сплавов первбй группы был выбран сплав с 60%Cu (f-=0,17%), второй группы - сплав с 30% Си (f=0,6).

Анализ характера изменения в процессе отжига при 450% параметра

S и среднего размера выделений R (рис.За) для образцов сплава с 30% Си показал, что процесс распада твердого раствора происходит достаточно быстро. Электронномикроскопическое исследование показало, что частицы выделяющейся фазы NiMn имеют форму близкую к сферической и хаотическ;: располагаются в матрице на всех стадиях старения, при этом структура сплава стабильна по отношению к процессу огрубления. Анализ диффузног:

60 4о 2о

г

o.o^t

0.05 0.02 0.01

RA* £

2-0 lo 60 So 1о о Гуде

R

АО

20

0.0 4

0.03

0.02"

O.ói ■

S)

100 200 Zoo 4oo 500 "-VA Рис. 3. Зависимость среднего размера выделений R и изменение параметра искажений <£ з процессе отпуска при 450°С сплава с ЗСКСц (а) и сплава с 60« Сц (б).

а

рассеяния электронов для сплава с 30% Си, состаренных под нагрузкой вдоль [001] (одна ориентировка фазы выделения), показал наличие в сплаве поперечных волн смещений с волновым вектором <110> и продольных волн с волновым вектором <001>, что свидетельствует о тетрагональном искажении кубической матрицы при сохранении её когерентной связи с тетрагональными выделениями. Изучение темнопольных изображений в сверхструктурных рефлексах позволило установить, что частицы фазы выделения при всех режимах старения хаотически расположены в матрице. Диффузное рассеяние электронов в этом сплаве, содержащем две ориентировки фазы выделения на ранних стадиях старения аналогично, при этом выделения также располагаются хаотически. При более продолжительном старении (более 1,5 часа) диффузные рассеяния в плоскости (001) у узлов 00И в виде штабов изменяется на конусообразное, при этом хаотическое расположение частиц выделений заменяется на регулярное. Так, например, в плоскости (001) обнаруживаются ряды частиц вдоль направлений <110>. Дальнейшее старение приводит к срастанию выделений в плоскостях [110] и формированию пластин толщиной 200А.

Исследование характера изменения в процессе отжига при 450^С

величин е и И для образцов сплава с 60% Си (рис.Зб) показало, что в отличие от сплава с 30% Си процесс распада идет значительно медленнее, и процессу выделения фазы ММп предшествует длительный инкубационный период. После отжига в течении 10 часов из матрицы выделяются дискообразные частицы интерметаллида всех трех ориентировок, беспорядочно расположенные в матрице, а при большей продолжительности старения частицы образуют хорошо скореллированные вдоль направлений <110> ряды. Анализ диффузного рассеяния электронов и темнопольных изображений для сплава с 60% Си, состаренных под нагрузкой вдоль <001> (одна ориентировка фазы выделения), позволил обнаружить существование тетрагональных искажений в матрице и образование частицами выделений базоцентрированной ромбической макрорешетки. Для образцов этого сплава, состаренных под нагрузкой вдоль [110] (две ориентировки фазы выделения), частицы фазы выделений образуют тетрагональную макрорешетку, ось "А" которой совпадаете направлением типа <110>, а ось "С" с направлением типа <001> ГЦК-матрицы.

Облегченное образование закономерного пространственного распределения выделений в структуре с меньшей объемной долей фазы выделения (сплав с 60% Си) и затруднение этого процесса в сплаве с большей объемной долей (сплав с 30% Си) можно объяснить исходя из существующих моделей формирования таких гетерофазных состояний. Согласно этим моделям, определяющую роль в формировании таких состояний играет взаимодействие полей упругих напряжений вокруг частиц выделений, при

Рис. 4. Влияние продолжительности отпуска при 450°С нг механические свойства сплава с 3(К Си (а) и сплава с 6(Н Си (б);

1 - отпуск без нагрузки;

2 - отпуск в поле напряжений.

этом движущей силой этого процесса является стремление понизить энергию системы путем релаксации внутренних упругих напряжений, что и достигается за счет образования закономерного пространственного расположения выделений. Естественно предположить, что в случае достаточно низкой объемной доли фазы выделения (например, для сплава Fe-Ni-Be с f<0.1) взаимодействие полей напряжения недостаточно для образования пространственного расположения выделений, а при больших величинах f (для сплава с 30% Cu f=0,6) слишком велико для такого расположения. Можно полагать (в первом приближении), что существует оптимальный интервал величин f, благоприятствующий образованию закономерного пространственного распределения выделений, при этом сверху он ограничен f<0.45-0.55, а снизу: f>0.10-0.15. Этот случай реализуется для сплава с 30% Си, в котором f=0,17.

Выделение интерметаллида NiMn приводит к упрочнению как сплава с высокой объемной долей фазы выделения, так и с низкой (рис.4а). В обоих случаях критические скалывающие напряжения Тс в результате старения возрастают почти в 10 раз: с 50 - 35 МПа до 500 - 350 МПа соответственно, при этом в первом случае упрочнение происходит на более ранних стадиях старения, а во втором случае сплав обладает большей величиной пластичности. Старение в поле внешних напряжений вдоль [001] (одна ориентировка фазы выделения) приводит к дальнейшему возрастанию прочностных характеристик (рис.4б). Таким образом, старение под нагрузкой как сплавов Cu-Be и Ni-Be (глава 3), так и Cu-Ni-Mn, позволяет существенно улучшить их механические свойства.

Электронномикроскопические исследования механизма деформации сплавов Cu-Ni-Mn позволило сделать ряд заключений о факторах, ответственных за их упрочнение. Проведенное исследование не позволило обнаружить каких-либо значительных отличий в механизме деформации сплавов, имеющих разное число ориентировок фазы выделений, однако этот механизм существенно отличается для сплавов с высокой и низкой объемной долей фазы выделения. В первом случае сдвиг осуществляется сверхдислокациями и наиболее вероятным механизмом упрочнения является торможение дислокаций полями упругих напряжений, существующих в матрице вокруг тетрагональных выделений (модель "когерентного" упрочнения). Во втором случае сдвиг осуществляется одиночными дислокациями при этом "когерентное" упрочнение, по-видимому, играет существенно меньшую роль, а основной вклад в упрочнение сплава вносит взаимодействие дислокаций с антифазными границами.

з.в ы в о д ы

1. В монокристаллических сплавах Мл.-2%Ве и Си-2%Ве при старении нагрузки из матрицы с ГЦК-решеткой выделяются соответственно фазы 1 и СиВе с ОЦК-решеткой, при этом реализуются все три возможные бейновс соотношения ориентировок между решетками матрицы и фазы выделени результате старения сплавов под сжимающей нагрузкой вдоль направле [001] и [110] происходит неизоморфное выделение частиц второй <} соответственно одной и двух ориентировок, а при старении растягивающей нагрузкой вдоль тех же напрвлений - соответстве выделяются частицы двух и одной ориентировок.

2. Обнаружено, что приложение нагрузки приводит к измене кинетики старения сплавов М-Ве по сравнению с обычным (без нагру: старением: при растягивающей нагрузке скорость роста час увеличивается, а при сжимающей уменьшается.

3. Установлено, что в результате взаимодействия полей упру напряжений вокруг зародышей одной ориентировки при старении спла ЬИ-Ве и Си-Ве, образуется квазипериодическая макрорешетка, в кото частицы фазы выделения образуют объемноцентрированную тетрагональ макрорешетку с отношением осей С:А=1:2 и параметрами А=300А и С=150/

4. Старение под нагрузкой сплава М-2%Ве, в результате котор выделяются частицы фазы МВе одной ориентировки, приводит к увеличе: предела текучести по сравнению с обычным старением с 190 до 250 МПа.

5. Обнаружено два возможных механизма неизоморфного расп пересыщенных твердых растворов сплава Ге-40М-0,8Ве (401 низкотемпературный непрерывный и высокотемпературный прерывис распад, в ходе которых из ГЦК матрицы выделяется фаза 1йВе с ( решеткой.

6. Частицы фазы №Ве, выделяющиеся в ходе непрерывного расп сплава 40НЛ имеют форму плоских дисков, параллельных плоскостям [1 матрицы, при этом на всех стадиях старения наблюдаются частицы всехт возможных бейновских ориентировок. Частицы фазы Ы1Ве, выделяющиес ходе прерывистого распада сплава 40НЛ имеют форму протяженных стерж! (ламелей) вдоль направлений <1Э0> матрицы и один вариант бейнова ориентировки. Ламели фазы ЬЛВе объединены в мелкие (1-2 мкм) разли1 ориентированные друг относительно друга ячейки ("ячеистый распад").

7. Оптимальному комплексу механических свойств сплава 40 достиг; ■'эму после закалки от 1050-1100°С и старения при 550-60

(сто.2=900-910 МПа, Ов=1000-1100 МПа, 5=6-8%, ударная вязкость а1=45 Дж/с соответствует сложная структура, представляющая собой см< непрерывного распада с размерами частиц фазы выделения ~20"30А

толщине и ~70~80А в диаметре и мелко дисперсного прерывисто!' 'П толщиной ламелей 60-80 А и расстоянием между ними 200-250 Д.

8. Обнаружено, что при старении монокристаллических Г! ы системы Си-Ш-Мп происходит неизоморфное выделение интермета. •Л»: с ГЦТ решеткой, при этом для сплавов с высоким содержанием Си 1 тс.'л, объемная доля фазы выделения низкая (<17%), а для сплавов с.П' . ;;ныг: содержанием Си (<30%) - высокая (>60%). Обычное (без нагрузки) > .знис сплавов приводит к образованию частиц фазы ММп всех трех г.'-'1 жных бейновских ориентировок по отношению к матрице, старение под с.гл. .ющен нагрузкой вдоль [001] приводит к образованию только одной ориет овки. а вдоль [110] - двух ориентировок.

9. В сплавах Си-}И-Мп с высокой объемной долей фазы выделение :тицы фазы ШМп одной ориентировки чрезвычайно стабильны по отн'.ч1 лю к процессу огрубления и располагаются в матрице хаотически. Ча^-■;: фазь1 ММп двух ориентировок располагаются хаотически только и . ишу. стадиях старения, а на более поздних образуют регулярную ст; л /. 1 сплавах Си-ЬИ-Мп с низкой объемной долей фазы выделения, чае,,' :аз,; ШМп одной ориентировки формируют базоцентрированную рг>'.. ;ку( макрорешетку, а частицы двух ориентировок - тетрагональную макр.., .тк^

10. Выделение интерметаллида при старении сплавов Си-ЬЧ-Мп п; ;оди-. к значительному упрочнению сплавов и снижению их пласти .¡остг. (особенно при высокой объемной доли фазы выделения). Старение <• чавоу под нагрузкой приводит к возрастанию прочностных характеристик лава, особенно для случая выделения фазы ММп одной ориентировки редел

текучести Тс для сплава с 30% Си достигает 900 МПа). Электронномикроскопическое исследование деформационной етр сгурь сплавов Си-Щ-Мп показало, что сдвиг в сплавах с высокой объемно; доле!": фазы ММп осуществляется преимущественно сверхдислокаци;, л, не образующими сдвиговых антифазных границ (АФГ) и механизмом упро гения является торможение дислокаций полями упругих напря.:. ?ний, существующих в матрице вокруг тетрагональных выделений сдвиг в с; тавах с низкой объемной долей фазы И1Мп осуществляется один с. :ными дислокациями и определяющий вклад в механизм упрочнения 1 носит генерация АФГ с высокой энергией.

Список литературы. Основные научные результаты, включенные i диссертацию, опубликованы в следующих работах:

1. Ю.Д.Тяпкин, В.Л.Голиков, А.В.Гаврилова, В.Д.Васин. Исполь- -'.ани'

метода диффузного рассеяния для исследования модулированных <• 'кту;

в сплавах, Тезисы доклада IX Всесоюзной конференции но элг-к пне: микроскопии, Издательство "Паука", 1973, с 113-]]5.

2. Г.А.Романенкова, Ю.Д.Тяпкин, В.Д.Васин. Свойства и струк бериллиевой бронзы после старения под нагрузкой, Сборник трудов каф N9 МВТУ, 1974, с 56-61.

3. Yu.D.Tiapkin, A.V.Gavrilova, V.A.Golikov, V.D.Vasin, A new type of quasiperiodical (modulated) structure in the adeing and the eutec alloys, Scripta Met, 1974, N10, p 211-213. .

4. А.В.Гаврилова, Ю.Д.Тяпкин, В.Д.Васин, Особенности формиров структуры сплавов Ni-Be и Cu-Ве в процессе старения под нагрузкой, Те доклада Всесоюзного совещания "Структурный механизм фаз! превращений металлов и сплавов", г.Москва, 1974, с 89-91.

5. Ю.Д.Тяпкин, А.В.Гаврилова, В.Д.Васин, Особенности формиров структуры сплавов Ni-Be и Cu-Ве в процессе старения под нагрузкой, 1975, т39, N5, с 1107-1114.

6. Г.А.Романенкова-, В.Д.Васин, Ю.Д.Тяпкин,. Свойства и струк бериллиевой бронзы после старения под нагрузкой, Труды МВТУ, 1976, с ;

7. В.Д.Васин, Ю.Д.Тяпкин, А.В.Гаврилова, Старение под нагрузкой cnj Ni-Be и Cu-Be, Тезисы доклада II Совещания по старению спл; г.Свердловск, 1976, с117-119.

8. В.Д.Васин, М.А.Либман, Ю.Д.Тяпкин, Влияние внешних напряжен! кинетику старения сплавов Ni-Be, Металлофизика, 1984, т.6, N2, с141-14

9. В.Д.Васин, М.А.Либман, Ю.Д.Тяпкин, Кинетика старения сплавов N: поле внешних напряжений, Тезисы доклада IV Совещания по ста{ металлических сплавов, г.Свердловск, 1984, с93-95.

10. Е.Л.Свистунова, А.А.Гуляев, В.Д.Васин, Особенности структ} превращений при старении инварного сплава 40НЛ, Металлофизика, 199: N1, С90-94.

11. А.А.Гуляев, Е.Л.Свистунова, В.Д.Васин, Влияние старения на теш механические свойства, водородопроницаемость и коррозионную стой инварного сплава 40НЛ, Труды МПУ, Москва, 1993, с13-15.

12. В.А.Удовенко, Н.А.Полякова, В.Д.Васин, Влияние внешних напря; на структуру и механические свойства стареющих сплавов системы Си-Труды МПУ, Москва, 1993, с21-25.