Металловедение жаропрочных сталей и сплавов (часть 4)   

   Косвенным показателем, определяющим процесс старения при распаде пересыщенных твердых растворов с образованием частичек твердой фазы, является твердость. Когерентная связь двух различных решеток, как и образование весьма дисперсных частиц второго компонента, приводит к резкому повышению сопротивления пластической деформации, к повышению твер­дости. Однако если первые три стадии процесса приводят к упрочнению сплава — дисперсионному твердению, то четвер­тая стадия — коагуляция дисперсных частиц — связана с падением твердости. Следовательно, изменение твердости пере­сыщенного твердого раствора в процессе его старения характе­ризуется кривой с максимумом, причем экстремальный ход кривой будет наблюдаться в процессе старения при постоянной температуре и увеличивающейся выдержке, а также при посто­янной выдержке и увеличивающейся температуре (рис.2).

Рис.2. Изменение твердости стареющих сплавов. Схема: а — старение при постоянной температуре и увеличивающейся выдержке; б—старение при постоянной выдержке и повышаю­щейся температуре

   Итак, протекание старения определяет упрочненное со­стояние дисперсионно твердеющих сплавов. В зависимости от состава сплава и природы второй фазы это упрочненное состоя­ние может быть весьма стабильным в высокотемпературных условиях.

   Большое влияние на характер и интенсивность распада пересыщенных твердых растворов при старении оказывают особенности тонкого строения реальных сплавов. Особенно большое влияние на дисперсионное твердение алюминиевых сплавов оказывает дислокационная структура . Для спла­вов железа, естественно, наблюдаются различия в случае ста­рения твердых растворов внедрения или замещения. При изу­чении выделения карбида железа из пересыщенного α-твер­дого раствора на ранних стадиях процесса Лесли, Фишер и Сен  наблюдали существование углеродных атмосфер вокруг дислокаций, а на более поздней стадии они обнаруживали пла­стинки дендритных карбидов, которые, по-видимому, заро­ждались на дислокациях. Предположение, что указанные дендритные выделения лежат в плоскостях {110} о. ц. к. ма­трицы, а ветви дендритов параллельны направлениям (111), подтвердилось, в основном, при исследовании тонких пленок на просвет.

   Температурный интервал, в котором наблюдается образо­вание дендритных карбидов, зависит от содержания углерода и азота в железе: при 0,23% С они видны после старения при комнатной температуре и при 100° С, тогда как в же­лезе с 0,019% С и 0,004% N — лишь после старения при 200° С [. Если некоторые дендриты, являющиеся пластинками це­ментита, действительно вытянуты вдоль направлений (111) в плоскостях {НО}, то большинство дендритов состоит из не­больших пластинок е-карбида, которые растут вдоль направле­ний (100) в плоскостях {100} (рис. 3). На рис. 4 пластинки ε-карбида имеют вид неправильных дисков; часто образуются группы, состоящие из трех пластинок. Вблизи границ зерен были найдены свободные от выделений зоны, что свидетельствует о зарождении выделений на скоплениях вакансий.

Рис.3.Электронная микрофотография фольги сплава Fe+0.23%C после закалки в воде с 690⁰С и старения при 100⁰С, 100 ч; видны дендритиы ε-карбида, зародившиеся на дислокациях.

Рис.4.Электронная микрофотография фольги сплава Fe+0.23%C после закалки в воде с 690⁰С и естественного старения в течении 18 месяцев; в плоскостях {100} матрицы видны пластинки ε-карбида неправильной формы.

Предполагается следующая последовательность распада в сплавах Fе—С: сначала выделяется метастабильный ε-карбид по плоскостям {100}, затем цементит по плоскостям {110}. Метастабильная фаза, по-видимому, зарождается в виде отдель­ных пластинок или групп пластинок на скоплениях вакансий или на дислокационных петлях, образующихся из вакансий.

   В сплавах Fе—N электронномикроскопические исследова­ния на просвет подтвердили, что и в этом случае происходит последовательное выделение нитрида железа из пересыщенного феррита: вначале образуется метастабильная α»-фаза (Fе₁₆N₂), имеющая объемноцентрированную тетрагональную решетку с параметром с, значительно большим, чем у ферритной ма­трицы, а затем образуется стабильный γ’-нитрид (Fе₄N). Ме­тастабильная α»-фаза выделяется по плоскостям {100} матрицы, а также на дислокациях (рис. 5). Выделения на дислокациях обычно имеют вид гладкой ленты; если образец перед старением подвергали деформации, то выделения становятся неровными (рис.6). Фишер объясняет это явление следующим образом . Выделение образуется на дислокации только тогда, когда дислокация лежит в плоскости {100}. Если речь идет о дислока­ционной петле или сегменте — образование выделения начи­нается на отрезке дислокации, лежащем в плоскости (100), а остальные части дислокации при этом поднимаются к этой плоскости. В результате образуется непрерывная лента выде­ления. Когда сплав деформируется перед старением, линии дислокации настолько искажаются, что их «подтягивание» к плоскости {100} становится невозможным, и образование выделений происходит только на отрезках дислокаций. Эти дислокации находятся между порогами в плоскостях {100}, вследствие чего выделения получаются неровными, состоя­щими из отдельных участков (рис.6).

Рис.5. Электронная микрофото­графия фольги сплава Fe+12% N после закалки в соляном растворе с 600° С и старения при 125° С, 10 мин, видна тонкая непрерывная лента α «-фазы, зародившейся на дислокации

Рис.6. Электронная микрофотгра-фия фольги сплава Fe + 0,12% N после закалки в соляном растворе с 600° С пластической деформа­ции и старения при 125° С, 10 мин’, видны неровные прерывистые выделе­ния а»-фазы, зародившиеся на дисло­кации