ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2014, том 115, № 7, с. 756-762
СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.293295:539.89
ДИФФУЗИОННЫЙ РАСПАД ИНТЕНСИВНО ДЕФОРМИРОВАННОГО Nb-Ti СПЛАВА © 2014 г. Г. Е. Старожилов, Н. Ф. Андриевская, М. А. Тихоновский
Национальный Научный Центр "Харьковский Физико-Технический Институт"НАНУкраины,
61108Харьков, ул. Академическая, 1 e-mail: storozhilov@kipt.kharkov.ua Поступила в редакцию 24.06.2013 г.; в окончательном варианте — 29.08.2013 г.
Изучено влияние интенсивной пластической деформации (ИПД) на особенности распада пересыщенного твердого раствора. Объектом исследования был выбран метастабильный сплав ниобий-титан (НТ-50). Установлено, что увеличение степени предварительной пластической деформации сплава НТ-50 с 4.0 до 7.6 приводит к существенному ускорению распада пересыщенного твердого раствора при всех изученных временах термообработки (от 50 до 2000 ч). Также происходит увеличение на ~(40-50)% объемной доли выпавшей a-Ti-фазы. С повышением степени деформации изменяются механизмы, приводящие к увеличению доли выпавшей фазы. При повышенных степенях предварительной деформации увеличение объемной доли фазы осуществляется в результате роста размеров выделений при постоянстве и даже некотором снижении их плотности, в отличие от меньших степеней предварительной деформации, при которых рост наблюдается за счет увеличения плотности выпавших частиц при приблизительном постоянстве их размеров.
Ключевые слова: Nb-Ti-сплавы, интенсивная пластическая деформация, распад метастабильного твердого раствора, параметры структуры, кинетика распада, двухфазные сплавы.
DOI: 10.7868/S001532301405009X
ВВЕДЕНИЕ
Процессы распада метастабильных твердых растворов играют существенную роль в формировании структуры и свойств большого числа технически важных сплавов. В частности, они в значительной мере определяют токонесущую способность наиболее используемого класса деформируемых сверхпроводников на основе ниобий-титановых сплавов [1]. Известно, что для достижения высоких значений плотности критического тока в этих сверхпроводниках необходимо обеспечить в процессе распада метастабильной Р-фазы выделение максимально возможной объемной доли частиц а-11-фазы, равномерно распределенных по сверхпроводнику и имеющих узкое распределение по размерам [2—5]. Распад пересыщенного твердого раствора (Р-фазы) в системе №—11 происходит при относительно низких гомологических температурах (~0.3), поэтому его скорость является крайне малой. Значительное ускорение кинетики распада достигается использованием высокой (интенсивной) предварительной деформации сплавов. Авторы [6] установили, что для широко применяемого сплава НТ-50, содержащего приблизительно равные весовые доли ниобия и титана, предварительная истинная логарифмическая деформация (е) должна состав-
лять не менее 5. Такая деформация перед термообработкой (ТО) обеспечивает выделение частиц а-11 на границах и тройных стыках зерен. При меньших деформациях возможно формирование при термообработке ю-фазы и/или видманштет-товой структуры, понижающих деформируемость материала и, в конечном итоге, его токонесущую способность.
В "классическом" варианте диффузионного распада метастабильного сплава, контролируемого объемной диффузией, можно выделить три стадии [7]:
1) начальная стадия, характеризуется интенсивным образованием жизнеспособных зародышей, размер которых больше критического;
2) переходная стадия, на которой число выделений практически постоянно, а объем новой фазы увеличивается в основном за счет роста размера выделений;
3) поздняя стадия, характеризующаяся увеличением среднего размера выделений в результате коалесценции — диффузионного массопереноса вещества от частиц меньшего размера к частицам большего размера. На качественном уровне считается понятным, каким образом предварительная деформация может повлиять на кинетику и
Рис. 1. Электронно-микроскопическое изображение (а) и гистограмма распределения по размерам (б) субзеренной структуры после предварительной деформации ерг ~ 4.0.
характер распределения частиц второй фазы по размерам. Существуют также работы, в которых этот вопрос рассматривается теоретически [8]. При этом, однако, делаются достаточно жесткие предположения о характере дефектов структуры, образующейся на стадии деформации. В реальном случае после интенсивной предварительной деформации в сплаве формируется широкий спектр дефектов (тройные стыки, границы зерен, дислокации, вакансии и др.). Теоретическое описание распада в такой системе крайне сложно, поэтому для оптимизации структуры гетерофазного сплава необходимы экспериментальные исследования.
В данной работе изучается влияние длительности ТО после различной степени предварительной деформации на процессы распада метаста-бильного в-твердого раствора МЪ—Т при фиксированных значениях состава и температуры.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ
Слиток сплава НТ-50 (№—48.5 вес. % Т) диаметром 90 мм был получен методом дуговой вакуумной плавки. Содержание основных примесей в сплаве не превышало: С < 0.04, N < 0.03, О < 0.05, Fe < 0.06 вес. %. Слиток очехловывали медью и деформировали вначале выдавливанием при температуре ~600°С в пруток диаметром 20 мм, а затем волочением при комнатной температуре до диаметров 12.5 мм (предварительная теплая и холодная деформация ерг = 4) и 2 мм (ерг = 7.6). Термообработку образцов проводили в вакууме при температуре 390°С и выдержках от 50 до 2000 ч.
Структуру образцов сплава изучали методом трансмиссионной электронной микроскопии на микроскопе Те81а В8-613 при ускоряющем напряжении 100 кВ на фольгах, вырезанных перпендикулярно оси деформации образцов. Параметры субзеренной структуры й, йт,, V,, кт, к^ и выде-
лившихся при термообработке частиц а-фазы da, dm a, Va, Pa, Va, kva (здесь d — диаметр; dm — средний диаметр; V — объемная доля; р — плотность; V= dmax — dmin, — разброс размеров; kv — коэффициент вариации размеров; kg — относительная протяженность границ, т.е. длина границ на единицу площади; индекс s соответствует параметрам субзерен, а индекс а — параметрам выделений) определяли методами компьютерной цифровой обработки изображений структуры и последующим анализом данных на основе эмпирического подхода в статистическом пакете SPSS.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ОБСУЖДЕНИЕ
Распад после epr = 4.0. Исходное однофазное состояние Nb—Ti-сплава после небольшой предварительной деформации (диаметр прутка 12.5 мм) характеризуется неоднородной структурой в-фазы с довольно крупными субзернами размером dms ~ ~ 310 нм, с широким размерным диапазоном от ~50 до ~1000 нм (kv « 0.6), недостаточно развитыми границами, имеющими относительную протяженность ~0.008 1/нм, малым числом тройных стыков (рис. 1).
В результате недостаточной деформационной проработки материала процесс распада (старения) приводит к неоднородному распределению частиц выделяемой фазы по сечению образца. На рис. 2 приведены электронно-микроскопические снимки структуры прутка Nb—Ti и гистограммы распределения по размерам частиц а-Ti, выделившихся в результате термической обработки в течение 50, 400 и 2000 ч.
Структура Nb—Ti-сплава при малой длительности ТО (50 ч) (рис. 2а) в значительной степени отражает структуру исходного деформированного образца: наблюдаются ячейки и субзерна. Гра-
(а)
(в)
(д)
30
25
^20 оТ
ё 15
н о
3 10
5 -
0
30 25
^ 20 15
10 5
50 100 150 200 250 300 350 йа, нм
50 100 150 200 250 300 350 й„, нм
50 100 150 200 250 300 350 й„, нм
0
Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение структуры (а, в, д) №>—11-сплава и гистограмма распределения (б, г, е) по размерам частиц а-11-фазы, в прутке диаметром 12.5 мм после термообработки в течение 50 (а, б), 400 (в, г) и 2000 ч (д, е) при температуре 390°С.
ницы этих структурных элементов имеют нечеткие и относительно широкие контуры. Выделения а-11-фазы, наблюдаемые на границах и в тройных стыках, приводят к декорированию структуры, что облегчает процесс ее геометрической интерпретации. В результате неоднородности исходной структуры, выделившиеся частицы а-11 также имеют неоднородное распределение.
При увеличении длительности ТО до 400 ч (рис. 2в) сохраняется исходная составляющая структуры — ячеистая и субзеренная, с ее характерными неоднородностями по образцу. При этом наблюдается рост выделившихся частиц а-11-фазы, появляются довольно крупные выделения, что проявляется в смещении правой ветви кривой распределения. Также на снимке видны и достаточно
мелкие частички фазы, что указывает на продолжающийся процесс их зарождения.
При дальнейшем росте длительности ТО до 2000 ч (рис. 2д) наблюдается формирование выделений а-11-фазы, имеющих, в основном, четкую, треугольную форму, указывающую на расположение этих частиц в местах стыка трех зерен. При такой большой длительности обработки наблюдали неидентифицированные выпадения внутри тела субзерен, имеющие игольчатую форму (возможно, ю-фаза).
Распад после ерг = 7.6. Исходная структура образца после большей предварительной деформации, как и ожидалось, обладает значительно более развитой и однородной сетью субзеренных границ. В качестве примера на рис. 3 приведены структура
(а)
(б)
30 25 20
8 15 У 10
^ 5
100 200 300 400 500 й„ нм
Рис. 3. Структура (а) и гистограмма распределения размеров субзерен (б) в №>—Т1-образцах диаметром 2.0 мм.
и гистограмма распределения по размерам субзерен в-фазы. Структура представлена довольно мелкими субзернами со средним размером ~130 нм, вариацией диаметров от ~30 до ~400 нм ~ 0.46), с развитыми границами, имеющими относительную протяженность ~0.0205 1/нм.
Эволюция структуры МЪ—Тьобразцов и гистограммы распределения по размерам выделений а-Тьфазы после ТО в течение 50, 400 и 2000 ч представлены на рис. 4.
Как видно из рис. 4а, после высокой степени деформации уже сравнительно кратковременная термообработка (в течение 50 ч) приводит к появлению хорошо сформировавшихся частиц а-Т1.
Характерной особенностью структуры при увеличении длительности отжигов до 400 ч и выше (рис. 4в, 4г) является уменьшение числа мелких выдел
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.