СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.1 '24'295:539.89:543.429.3
ИНТЕНСИФИКАЦИЯ ДЕФОРМАЦИОННО-ИНДУЦИРОВАННЫХ ДИФФУЗИОННЫХ ПРОЦЕССОВ РАСТВОРЕНИЯ ИНТЕРМЕТАЛЛИДОВ В СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА ПРИ КРИОГЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ
© 2015 г. В. В. Сагарадзе, В. А. Шабашов, К. А. Козлов, Н. В. Катаева, В. А. Завалишин, С. В. Афанасьев, А. Е. Заматовский, А. В. Литвинов, К. А. Ляшков
Институт физики металлов УрО РАН, 620137Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
e-mail.vsagaradze@imp.uran.ru Поступила в редакцию 29.12.2014 г.
При снижении температуры деформации от 573 до 203—77 К в стареющем аустенитном сплаве на основе железа (Ре—35.8№—2.6Т1) обнаружена резкая интенсификация аномальных процессов растворения наночастиц когерентной у'-фазы №3Т1 при взаимодействия с дислокациями. Это связано с подавлением (при криогенных температурах) альтернативных диффузионных процессов выделения частиц, инициируемых точечными дефектами.
Ключевые слова: железоникелевый аустенит, интерметаллиды, деформационное растворение, точечные дефекты, мёссбауэровская спектроскопия, электронная микроскопия.
БО1: 10.7868/80015323015080148
1. ВВЕДЕНИЕ
В настоящее время крайне актуально изучение процессов деформационного наноструктуриро-вания металлов и сплавов, так как оно позволяет выяснить не только физическую природу этих процессов, но и осуществить их практическое использование в технике и медицине [1—3]. Тем более актуальной и научно значимой задачей является изучение аномальных низкотемпературных фазовых превращений, сопровождающих деформационное наноструктурирование в условиях генерации большого количества дислокаций и точечных дефектов, сопоставимое с радиационным воздействием. В выполненных ранее работах [4—18] была показана возможность деформационного растворения самых разнообразных дисперсных фаз (интерметаллидов, карбидов, нитридов и др.) в матрице аустенитных сталей и сплавов при температуре ~300 К. В работе [17] представлено теоретическое объяснение возможного деформаци-онно-индуцированного процесса растворения интерметаллидов типа №3А1 в никелевой матрице. Автор считает, что это происходит в результате дрейфа атомов N1 и А1 из частицы в матрицу в поле напряжения движущихся дислокаций. Однако, как показали расчеты [18], диффузия N1 из частицы в матрицу железного или никелевого сплава вслед за дислокацией при 300 К может проходить только тогда, когда в результате деформации атомы N1 переходят в междоузельное положение с
уменьшением энергии активации миграции в несколько раз. Современные зарубежные исследования по низкотемпературному диффузионному растворению вторых фаз при холодной деформации практически отсутствуют. Однако имеется большое количество отечественных и зарубежных работ (начиная с Benjamin [19—21]) по механическому легированию с реализацией диффузионных процессов при обработке порошковых смесей металлов или сплавов в шаровых мельницах. Следует отметить, что эти диффузионные процессы можно объяснить ускорением диффузии при сильном локальном повышении температуры частиц вследствие соударения шаров в мельнице.
Экспериментальные данные свидетельствуют о том, что в условиях мегадеформации не только растворяются частицы при взаимодействии с движущимися дислокациями, но и происходит выделение вторичных наноразмерных фаз, инициируемое образующимися точечными дефектами. Для понимания механизмов деформационно-индуцированных превращений было проведено сопоставление воздействия точечных дефектов деформационного и радиационного происхождения на одних и тех же сплавах — Fe—Ni— Me (Me = Ti, Al, Zr) [6, 22, 23]. Исследование аномальных диффузионных процессов растворения вторых фаз в матрице сплавов железа при холодной деформации представляет не только научный
интерес, но и имеет практическую значимость, в частности, для создания износостойких диспер-сионно-твердеющих сталей [23] или механически легированных дисперсно-упрочненных оксидами жаропрочных реакторных сталей [24].
Соотношение между неравновесными процессами растворения фаз и равновесными процессами их выделения зависит от температуры деформации. Поэтому важнейшим шагом в дальнейшем исследовании деформационно-индуцируемого циклического процесса "растворение-выделение" упрочняющих частиц является установление тем-пературно-кинетической зависимости этих превращений, в чем и заключается основная задача настоящей статьи.
2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ АНАЛИЗА
Исследовали достаточно стабильный (к мартен-ситному превращению при деформации) аустенит-ный сплав железа с (в ат. %) 35.8 N1, 2.8 И (Н36Т3 или 36 N1—3 Т1) в закаленном от 1423 К состоянии. В состаренном состоянии (923 К, 30 мин) стабильность сплава снижается и в нем частично образуется мартенсит в процессе низкотемпературной деформации. При старении происходит обеднение аустенитной матрицы никелем и титаном в результате равномерного выделения интер-металлидной у'- фазы №3Т1. Растворение у'-частиц осуществляли в процессе прокатки с обжатием ~96% (логарифмическая деформация е ~ 3.2) и 40% (е ~ 0.5) при различных исходных температурах (77, 203, 293, 423 и 573 К). При криогенных температурах образцы охлаждали, затем проводили дробную прокатку с промежуточным охлаждением образцов до 77 или 203 К после каждого прохода. В процессе деформации происходил небольшой разогрев образцов при каждом проходе, поэтому точно можно говорить только об исходных значениях температур деформации. В первую очередь, было важно проследить, как изменяется кинетика деформационного растворения интерметаллидов при снижении температуры деформации. Концентрацию никеля С^ в матрице Ре—№—Т1 при растворении или выделении у'- фазы №3Т1 определяли с помощью магнитометрии по температуре Кюри, а также мёссбау-эровским методом по среднему полю {И) на ядре 57Бе при 293 К. Фазовый и структурный анализ осуществляли с использованием трансмиссионной электронной микроскопии (ТЭМ) на микроскопе JEM-200CX при ускоряющем напряжении 160 кВ. Построение гистограмм распределения частиц по размерам проводили в программном пакете SIAMS "РИоМаЪ".
Мёссбауэровские спектры получали при комнатной температуре в геометрии на пропускание резонансного излучения с энергией 14.4 кЭв от источника Co57(Rh). Процессы деформационно-ин-дуцированного растворения интерметаллидных фаз Ni3Ti и старения в аустенитном сплаве Fe—Ni— Ti можно охарактеризовать по изменению содержания Ni в у-матрице с использованием зависимости средневзвешенного поля от содержания никеля (И) = f (CNi) в бинарных железоникелевых сплавах, содержащих 29.5—43.5 ат. % Ni [4]. В качестве физической модели для количественных оценок содержания никеля в ГЦК-матрице Fe— Ni были взяты представления о связи неоднородности магнитной структуры Fe—Ni сплавов с флуктуациями состава [25, 26]. Распределение атомов в матрице сплавов определяли по внутреннему эффективному полю Р(Н) на ядрах 57Fe. Для реставрации распределения Р(Н) использовали прикладной пакет программ MS Tools [27]. Принято считать [27, 28], что пикам плотности Р(Н) с более высокими полями соответствует увеличенная концентрация Ni в пределах первой координационной сферы атома Fe. Кроме Р(Н) для количественного анализа использовали алгоритмы "фазового" мёссбауэровского анализа, в которых "фазы" (области структуры с локальной концентрационной неоднородностью) можно характеризовать средней величиной распределенного мёссбауэровского параметра (И), рассчитанного как средневзвешенное [4]:
H max
H max
H = J HP (H)dH J P (H)dH.
H min
H min
В инварной области составов (30—38 ат. % N1) наблюдается наиболее сильная зависимость {И)у от содержания никеля [4]. Влияние атомов Т1, попадающих в матрицу из интерметаллидов, на изменение {И)у в указанной области составов незначительно и им можно пренебречь [6]. Это позволяет использовать квазибинарное приближение для анализа изменения концентрации никеля в аустенитной матрице при растворении в ней ин-терметаллидов №3Ме.
Намагниченность измеряли с помощью магнитных весов Фарадея [29] по силе втягивания образца в неоднородное магнитное поле. Неоднородное магнитное поле, направленное горизонтально, имело градиент менее 2% на 1 мм высоты и создавалось электромагнитом с профильными полюсами. Образцы для измерений, вырезанные прямо из электронно-микроскопических фольг, имели массу в пределах 0.15—0.30 мг и форму прямоугольной или треугольной пластинки толщиной 30—40 мкм. Образцы со столь малой массой взве-
(а) (б)
50
Ä 40
о
30
о
(D F
§ 20 о >4
10
0 5 10 15 20
Размер, нм
Рис. 1. Структуры (а, в) и гистограммы распределения частиц по размерам (б, г) в сплаве 36№—3Т1 после закалки от 1423 К (а, б) и последующего старения при 923 К в течение 30 мин (темнопольные изображения в рефлексах (200)у и (111)у соответственно (в, г)).
шивали на микровесах фирмы ЗаЛопш. Погрешности измерения внешнего магнитного поля ~0.5%, намагниченности ~1.5%, температуры в статическом режиме ~2°. В динамическом режиме (при нагреве или охлаждении) погрешность измерения температуры могла доходить до ~5°. Измерения намагниченности при температурах выше комнатной осуществляли в вакууме ~10-2 Па. Намагниченность измеряли при двух значениях магнитного поля — 4 и 2 кЭ. Это позволяло судить о том, находится ли образец в ферро или парамагнитном состоянии при данной температуре. В ферромагнитном состоянии намагниченность в поле 4 кЭ слабо отличается (чуть выше) от намагниченности в поле 2 кЭ из-за эффекта насыщения намагниченности с увеличением поля. В парамагнитном состоянии намагниченность в поле 4 кЭ вдвое больше намагниченности в поле 2 кЭ.
3. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ
3.1. Мёссбауэровский анализ процессов растворения фазы Ni3Ti в сплаве Н36Т3 при разных температурах деформации
На рис. 1 представлены структура и гистограммы распределения интерметаллидов по размерам в аустенитной стали 36Ni—3Ti (Н36Т3) после закалки в воде от 1423 K (1а, 1б) и последующего старения при 923 K в течение 30 мин (1в, 1г). Несмотря на ускоренное охлаждение в процессе закалки в воде, подавить начальные стадии распада в аустенитном сплаве Fe—Ni—Ti не удается. В этих условиях охлажд
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.