Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Взаимная диффузия в неоднородных средах
1.1. Диффузия в неоднородных по структуре однофазных средах
1.2. Расчеты перераспределений компонентов при спекании порошковых смесей
1.2.1. Уравнение диффузионной гомогенизации
1.2.2. Коэффициент вариации концентрации
1.2.3. Модели гомогенизации при спекании по рошковых смесей
1.3. Математическое описание диффузионного массопе-реноса в локально неоднородных твердых средах
1.4. Математическое моделирование процесса изменения состава при спекании порошковых материалов
1.4.1. Влияние вида функций распределения частиц по размерам на кинетику диффузионной гомогенизации в двухкомпонентной порошковой системе
1.4.2. Многокомпонентные порошковые системы, состоящие из элементов, образующих непрерывные ряды твердых растворов
1.4.3. Бинарные порошковые системы с ограниченной растворимостью компонентов
1.5. Основные результаты и краткие выводы 15 18
ГЛАВА 2. Диффузионная гомогенизация в неоднородных дисперсных сплавах 58
2.1. Исследование взаимной диффузии в порошковых и литых материалах 61
2.1.1. Подготовка образцов и методика исследований 61
2.1.2. Концентрационная зависимость коэффициентов диффузии в бинарных вольфрам - молибденовых, вольфрам - рениевых и молибден - рение вых сплавах 62
2.1.3. Изотермическая диффузия в а - фазе трой
ной системы вольфрам - молибден - рений 70
2.2. Получение функций плотности вероятности и концентрационных кривых методом рентгеноструктурного анализа 75
2.3. Временная зависимость распределения элементов в диффузионных зонах многослойных бинарных образцов 83
2.4. Функции распределения в пространстве концентраций для порошковых систем с ограниченной и неограниченной растворимостью по данным микрорентгенос-пектрального анализа 95
2.5. Основные результаты и краткие выводы 102
ГЛАВА 3. Структурный фактор в процессах сплавообразования и синтеза фаз в дисперсных системах
3.1. Активирование процессов сплавообразования и синтеза фаз 110
3.2. Фазовые превращения при получении порошков ин-терметаллидов
1 3.2.1. Система титан-алюминий 115
3.2.2. Система титан - никель 120
3.2.3. Система титан - железо 125
3.3. Фазовые превращения при получении порошков
карбида титана, нитридов титана и алюминия 129
3.4. Влияние механической обработки на сплавообразо вание в системе вольфрам-рений 138
3.5. Основные результаты и краткие выводы 146
ГЛАВА 4. Диффузионное взаимодействие упорядоченных интерметаллических фаз 147
4.1. Термодинамический анализ условий возникновения диссипативных структур 148
4.1.1. Квазихимические реакции образования неравновесных конфигураций 148
4.1.2. Уравнения баланса 153
4.1.3. Критерий эволюции 157
4.2. Диффузионное взаимодействие (3- и у - фаз системы Ni-Al 173
4.2.1. Структура стабильных и метастабильных фаз в системе Ni-Al 174
4.2.2. Кинетика диффузионного взаимодействия интерметаллидов NiA-Е и №зА 178
4.2.3. Симметрия промежуточной фазы и меха низм ее образования 184
4.3. Основные результаты и краткие выводы 189
ГЛАВА 5. Диффузионно-контролируемые процессы в деформированных микрокристаллах 191
5.1. Основные закономерности структурных изменений при деформации микрокристаллов 193
5.1.1. Анализ геометрии скольжения в деформированных сжатием микрокристаллах меди 194
5.1.2. Структура деформированных сжатием микрокристаллов меди 210
5.2. Процессы структурообразования при отжиге дефор мированных микрокристаллов 240
5.2.1. Возврат в микрокристаллах меди 241
5.2.2. Влияние характера дислокационной структуры на первичную рекристаллизацию 252
5.3. Основные результаты и краткие выводы 256
Заключение и выводы 259
Библиографический список использованной литературы
- Уравнение диффузионной гомогенизации
- Концентрационная зависимость коэффициентов диффузии в бинарных вольфрам - молибденовых, вольфрам - рениевых и молибден - рение вых сплавах
- Фазовые превращения при получении порошков ин-терметаллидов
- Квазихимические реакции образования неравновесных конфигураций
Уравнение диффузионной гомогенизации
Материалы, содержащие точечные (вакансии), линейные (дислокации), поверхностные (внутренние границы раздела), объемные (поры, микротрещины) дефекты могут рассматриваться как структурно-неоднородные среды. К настоящему времени трудами В.Т. Борисова, Л.Г. Ворошнина, А.П. Мокрова, Б.Я. Пинеса, Г.В. Щербединского, Дж. С. Киркалди и др. [39, 42, 48, 168, 193, 228] накоплена большая сумма знаний об особенностях диффузионного массопереноса в реальных сплавах. Значительный вклад в развитие представлений о реакции диффузии на структуру твердого тела внесли В.П. Алехин, В.Н. Анциферов, С.З. Бокштейн, Б.С. Бок-штейн, Я.Е. Гегузин, К.П. Гуров, A.M. Гусак, Б.Я. Любов, Л.Н. Па-рицкая, В.В. Скороход и др. [1, 34, 36, 51, 133, 69, 162, 218, 222].
Диффузия в таких средах одновременно протекает по объему зерен, границам, дислокациям, поверхностям пор и микротрещин, через газовую фазу [5, 52]. Для описания диффузионных процессов в этом случае обычно используют уравнения, справедливые в случае однородных сред, интегрально учитывая структурный фактор и фактор неоднородности процесса, введением эффективных коэффициентов диффузии, определение которых, как правило, производится с помощью процедур, разработанных для случая однородных сред, примерами которых могут служить методы Матано и Матано - Киркалди [120, 168, 171, 182, 277, 304]. В [50] был впервые поставлен вопрос о правомочности переноса закономерностей диффузионного процесса в однородной среде, характеризуемого эф 16
фективным коэффициентом диффузии, на существенно неоднородный процесс в несовершенном материале. Одновременно была предпринята попытка установления связи формально вводимого эффективного коэффициента диффузии с характеристиками неоднородности среды. Наиболее полно эти проблемы рассматривались в монографиях [8, 164]. В [163, 164] показано, что уравнение диффузии в неоднородной среде в масштабе, соизмеримом с расстоянием между неоднородностями, имеет вид где D(r) - локальное значение коэффициента диффузии, U(f) - потенциал диффундирующих атомов. Исследование уравнения (1.1) в одномерном случае, проведенное в [164], позволило установить, что при определенных ограничениях, накладываемых на величину времени, необходимого для установления квазистационарности процесса в областях с размером, намного превышающим среднее расстояние между неоднородностями, и включающих большое число структурных несовершенств, в результате усреднения оно может быть сведено к уравнению диффузии в неоднородной матрице и представляет собой эффективный коэффициент диффузии, зависящий как от свойств матрицы (через коэффициент диффузии в ней), так и от вида и характера распределения структурных неод-нородностей (через локальные значения коэффициента диффузии и потенциал диффундирующих атомов). Угловыми скобками обозначено усреднение по области, линейные размеры которой значительно превышают расстояния между неоднородностями. Анализ выражения для эффективного коэффициента диффузии показал, что возмущение процесса диффузии внутренними неоднородностями в одномерном приближении, рассмотренном в [164], всегда приводит к его уменьшению по сравнению с величиной коэффициента диффузии в бездефектной матрице. Этот не тривиальный вывод, казалось бы, противоречит экспериментальным данным, однако, полученные результаты могут быть, по мнению [163, 164], объяснены, если предположить, что одномерное рассмотрение соответствовало диффузии не вдоль, а нормально к таким дефектам как дислокации и границы зерен. Если воспользоваться терминологией, аналогичной используемой при описании тепловых процессов в неоднородных средах [83], то можно сказать, что в [164] рассматривался случай последовательного соединения "диффузионных сопротивлений" областей, содержащих дефекты.
В работе [8] проведено описание диффузионного массопереноса в среде, содержащей дефекты, также в одномерном приближении. При этом была проанализирована ситуация, когда характерное время изменения средней плотности дефектов, таких как дислокации и границы, в элементарном физическом объеме много больше времени установления динамического квазиравновесного состояния в этом объеме, который выбирался таким, чтобы в нем содержалось достаточно большое количество дефектов и их среднее количество в различных объемах было примерно равным. Возможность использования в этом случае для усредненного описания перераспределения диффундирующих частиц в кристаллах с дефектами уравнения вида (1.2), обосновывалась следующими экспериментальными фактами: воспроизводимостью результатов диффузионных опытов и установленным авторами [8] совпадением в диффузионных зонах после изотермических выдержек различной продолжительности концентрационных распределений в координатах
Таким образом, следует отметить, что при теоретическом анализе возможности использования для описания диффузии в неоднородных твердых средах уравнения вида (1.2) авторы работ [8, 164] ограничились только одномерным стационарным приближением, при этом в явном виде не учитывалось наличие флуктуации концентраций элементов, весьма характерных для порошковых образцов. Следует поэтому признать, что в указанных работах не полностью исследованы условия, при которых диффузионный процесс в неоднородном по составу материале можно рассматривать как аналогичный процесс в однородной среде. Это обусловило необходимость продолжения исследований в данном направлении.
В случае пористого тела, полученного спрессовыванием смесей порошков различных металлов, описание кинетики диффузионного выравнивания концентраций разноименных атомов в пределах образца затруднено не только тем, что в данном случае мы имеем дело с системой, удаленной от состояния равновесия по многим параметрам, изменяющимся в процессе спекания и обу 19 словленным наличием микроискажений типа смещений атомов из регулярных положений в решетке, неравновесных дефектов типа дислокаций, избыточных вакансий, значительной развитостью свободной поверхности отдельных частиц порошков и т.п. [52, 218], но, главным образом, невозможностью использования обычного аппарата теории диффузии. Это объясняется тем, что начальное распределение концентрации компонентов является случайной функцией координат, меняющейся хаотически на расстояниях порядка размеров исходных частиц порошка [77].
Существует несколько направлений преодоления этого затруднения: развитие нового математического аппарата и вывод уравнения диффузионной гомогенизации [77, 117, 118], получение на основе анализа общих закономерностей гомогенизации порошковых материалов уравнения для определения зависимости коэффициента вариации концентрации от температуры, времени спекания, неоднородности распределения элементов [8], математическое моделирование процесса гомогенизации [76, 208]. Рассмотрим более подробно каждый из подходов к изучению диффузионной гомогенизации в твердых растворах, формирующихся при спекании прессовок.
Концентрационная зависимость коэффициентов диффузии в бинарных вольфрам - молибденовых, вольфрам - рениевых и молибден - рение вых сплавах
Частицы порошка имеют обычно довольно сложную неправильную форму. Чтобы можно было описать процессы математически, следует предположить существование частиц порошка в прессовках в виде самых простых геометрических фигур. В связи с этим работы, касающиеся моделирования смешанных порошковых тел и решений уравнения диффузии для выбранных моделей, можно разделить на две группы. В одну группу входят модели, к которым применимы решения уравнения диффузии в прямоугольных координатах, в другую - модели, удобные для использования сферической системы координат.
В качестве модели, соответствующей прямоугольной системе координат, в [208] была рассмотрена гранецентрированная кубическая решетка, составленная из кубиков элемента В в матрице металла А (рис. 1.3). Задача решалась для беспористого тела.
Рассмотрим влияние различных величин, входящих в правую часть выражения (1.18), из которого видно, что процесс диффузии явно зависит от средней концентрации. Для численных приложений в [208] признано целесообразным строить графики в зависимости от значений безразмерного фактора, стоящего в показателе экспонент
Величина "у" в [208] использовалась как характеристика степени гомогенности. Качественный анализ выражения (1.18), проведенный в [208], показал, что с увеличением Св для той же степени гомогенности (т.е. для достижения той же величины фактора у) необходимо меньшее время или меньший коэффициент диффузии. Другими словами, гомогенизация достигается быстрее для смешанных порошковых тел с составами, находящимися в районе се 28 редины оси концентраций, и медленнее для тел с составами, близкими к чистым компонентам. При прочих равных условиях быстрее всего гомогенизация должна протекать в порошковых системах состава 50 : 50%.
Процедура построения концентрационных распределений, основанных на этой модели, состоит в следующем [208]. В качестве наименьшей области, концентрационный состав которой можно было считать совпадающим с концентрационным составом всей модели, был выбран куб с ребром у . Каждое ребро куба делили на шесть частей и через точки деления проводили плоскости, параллельные координатным плоскостям. По формуле (2.15) вычислялись концентрации в центре каждого образовывавшегося при этом малого куба. В [208] принималось, что в пределах каждого кубика концентрация неизменна и равна концентрации в его центре. Количество малых кубов, имевших ту или иную концентрацию, деленное на общее их число, позволяло получать доли сплава каждой данной концентрации. Их совокупность представляла собой концентрационное распределение. Полученные таким образом гистограммы концентрационных распределений приведены на рис. 1.4. Основная их особенность заключается в том, что у них имеются разрывы на концентрационной оси, хотя реальное концентрационное распределение не должно их иметь. Описанная выше процедура построения концентрационных распределений представляется достаточно корректной, поэтому резкое расхождение модельных результатов с ожидаемыми "истинными" концентрационными распределениями может быть обусловлено принятыми при построении модели упрощающими допущениями: существованием частиц металла в виде кубиков, отсутствием пористости, одинаковостью ко
Гистограмма концентрационного распределения сплава 20% Ni+80%Cu, полученного из порошков с дисперсностью, равной 50 мкм, построенная на основе кубической гранецентрирован-ной модели [208]. Время отжига - 30 мин. зо эффициентов диффузии металлов А и В, независимостью коэффициента диффузии от концентрации и времени. Учитывая изложенное, приходим к выводу о том, что кубическая гранецентрирован-ная модель может быть рекомендована лишь для выявления качественных особенностей процесса гомогенизации в смеси порошков металлов, способных образовывать непрерывный ряд твердых растворов.
Рассмотрим модель порошковой смеси, соответствующую сферической системе координат, которая в [208] была названа моделью одночастичного приближения.
В этой модели рассматривали двойную смесь изомерных и изодиа-метричных порошков. Начало сферической системы координат помещали в центр произвольной частицы, радиус частицы принимали равным R, а ее концентрацию в начальный момент - С\. Смесь, окружающую частицу, заменяли сплавом средней концентрации. Корреляцию в начальном распределении концентрации учитывали следующим образом. Принималось, что концентрация сплава в сфере радиуса 3R, концентрической с данной частицей, совпадала со средней концентрацией смеси Сз (сферический слой с внутренним радиусом R и внешним 3R - первая координационная сфера для данной частицы).
Фазовые превращения при получении порошков ин-терметаллидов
Для подтверждения предположения о том, что на первых этапах диффузионного взаимодействия восстановленного титана с никелем образуется в основном TiNi3, был проведен фазовый анализ образцов, полученных восстановлением гидридом кальция при температурах 900С смеси порошков двуокиси титана и никеля, состав которой по содержанию никеля и титана соответствовал ин-терметаллиду TiNi3. Было установлено, что в порошках, полученных при этой температуре, наблюдались три фазы: Ni, ai и Ті№з. Отсутствие в этих образцах других промежуточных фаз системы Ni - Ті подтверждает связь относительной величины парциальных коэффициентов диффузии элементов, составляющих бинарную систему, с последовательностью появления интерметаллических соединений в ней.
Рост количества фазы Ті№з в процессе получения никелида титана может продолжаться до тех пор, пока она не исчерпает весь никель в контактирующих частицах никеля и титана, после чего становится возможным возникновение других фаз между Ті и TiNi3, то есть NiTi и Ti2Ni. С учетом того, что процессы восстановления Ті и диффузионного взаимодействия титана и никеля в разных местах реакционного контейнера совмещены во времени, зафиксированный фазовый состав образцов, восстановленных при 900С можно признать находящимся в удовлетворительном соответствии с предложенной версией процесса.
При температуре эксперимента, превышающей температуру образования эвтектики [Ti]+Ti2Ni, равной 945С, интенсифицируются процессы восстановления титана и диффузионного взаимодействия в системе Ті - Ni, что приводит к уменьшению количества свободного никеля в порошках. При затвердевании расплава эвтектического состава, как показано в работе [88], образуются кристаллы твердого раствора никеля в титане [Ті] и Ti2Ni. Наличие TiNi свидетельствует о растворении никеля и смещении состава расплава от эвтектического к ликвидусу диаграммы состояния, т.е. концентрации насыщения [69, 88]. Таким образом, слой интерме-таллида TiNi мог образовываться в результате двух процессов -твердофазной диффузии и выпадения из расплава при его затвердевании [88], a TiNi3 - за счет диффузионных процессов в твердой фазе. Порошок, восстановленный при 1100С, в основном состоит из NiTi с решетками В2 и В19.
Данные о фазовом составе порошков никелида титана, приведенные в таблице 3.3, указывают на возможность получения достаточно гомогенных порошков никелида титана кальциигидридным методом в условиях промышленного производства.
Наличие в порошках марки ПН55Т45 интерметаллида Ti2Ni, может быть обусловлено эффектом стабилизации этого соединения кислородом, так как выделение упорядоченной фазы Ti4Ni20 термодинамически более выгодно, чем беспорядочное распределение кислорода в компонентах порошков. Поэтому увеличение содержания соединения Ti2Ni (или рентгенографически практически неотличимого от него Ti4Ni20) может быть вызвано окислением порошков.
Таким образом, экспериментально показано, что в результате активации твердофазного взаимодействия в системе Ті - Ni реакцией восстановления диоксида титана гидридом кальция становится возможным получение порошков интерметаллида TiNi при температурах, не превышающих 1100С.
Для этой системы характерно образование нескольких проме 126 жуточных фаз: TiFe, Ti2Fe, TiFe2 [11, 260, 271, 276]. Особый интерес среди них представляет интерметаллид TiFe, являющийся аккумулятором водорода.
В ходе исследования процессов, протекающих при кальций-гидридном восстановлении из смеси металлов и их окислов, был проведен рентгеновский фазовый анализ порошков TiFe, полученных при различных температурах в промышленных установках. Для расчета относительных количеств фаз определялись интенсивности следующих рефлексов: {101}ai, {110}ot-Fe, {200}TiH2, {200}TiN, {200}FeO, {200}TiN, {112}Fe203, {101}TiO2 (анатаз), {110}TiFe, {201}TiFe2 и {422}Ti4Fe20. Результаты оценки фазового состава порошков приведены в таблице 3.4.
Экспериментальные данные указывают на то, что даже после выдержки в течение 8 часов при 1175С порошок не был гомогенным и кроме различных промежуточных фаз системы Ті - Fe содержал а - Ті, а - Fe, окислы железа и нитрид титана. Обращает на себя внимание, что при температурах восстановления до 1100С относительные количества интерметаллидов невелики.
Аналогичные закономерности были выявлены при исследовании процессов спекания смесей высокодисперсных порошков титана и железа [220, 222, 133-136]. Данные рентгеновского фазового анализа, полученные при различных температурах реакционного спекания, указывают на наличие четкой границы, ниже которой наблюдались либо только линии исходных фаз (для смесей с крупным железным порошком), либо присутствовали очень слабые линии интерметаллида TiFe, а выше нее становились вполне определенными линии интерметаллида TiFe и стабилизированного кислородом соединения Ti4Fe20 [133-136]. Такой границей являлась температура 1100С, которая близка к температуре плавления са Таблица
Этот факт, как было установлено в работах [133-136], является следствием эффекта контактного плавления, который состоит в том, что в месте контакта частиц разнородных металлов при достижении эвтектической температуры образуется расплав эвтектического состава, хотя оба компонента находятся в твердом состоянии. При этом средняя концентрация компонентов может существенно отличаться от эвтектической [88, 127, 212]. Кинематографическая съемка поверхности образцов в процессе нагрева под микроскопом показала, что при 1080 - 1100 С наблюдалось появление вследствие контактного плавления микроскопических капель расплава [133, 220]. По мере повышения температуры и развития процесса образования новых интерметаллических фаз жидкость постепенно исчезала, процесс снова становился твердофазным [133, 220].
Анализ литературных и собственных экспериментальных данных указывает на то, что появление жидкой фазы в дисперсной системе взаимодействующих металлов играет роль своеобразного активатора, так как при этом наряду с объемной диффузией через интерметаллид возникает возможность ускоренного диффузионного транспорта компонентов через расплав, в котором коэффициенты диффузии на 4 - 5 порядков выше, чем в твердой фазе [3, 222].
Значительный практический интерес представляет образование в процессе реакционного спекания фаз, не соответствующих исходному составу шихты, в частности стабилизированных кислородом фаз Ti4Ni20 и Ti4Fe20. В реальных порошковых системах образование таких фаз неизбежно из-за технологического загрязнения кислородом обоих компонентов. Естественно, что образование в стехиометрической смеси наряду с основной эквиатомной
Квазихимические реакции образования неравновесных конфигураций
Исследования структуры мартенситной фазы дают неоднозначные результаты: ее решетка интерпретировалась как ГЦТ (Ll0), ГПУ (2Н), P3ml и решетка типа Pt5Ga3 [87, 284, 290, 292, 305, 312, 313].
Диффузионные процессы в системе никель-алюминий подробно изучались в работах [298, 302]. На основании изучения структуры сплавов в работе [302] был сделан вывод о том, что во всех фазах между А и NiA при взаимной диффузии мигрируют только атомы алюминия, в то время как в фазах от никеля до моно-алюминида никеля перемещаются только атомы никеля. Для доказательства этого нетривиального утверждения, а также для оценки парциальных коэффициентов диффузии никеля и алюминия в сплавах системы Ni - At в [296, 303] были проведены дополнительные исследования диффузионных процессов в богатых никелем сплавах в интервале температур от 1000С до 1300С. После диффузионного отжига изучали микроструктуру, определяли изменение концентрации никеля и производили расчеты коэффициентов взаимной диффузии. Из полученных данных обращает на себя то обстоятельство, что коэффициент взаимной диффузии в Ni3At меньше, чем в моноалюминиде никеля. Коэффициенты диффузии в твердых растворах на основе никеля, определенные в различных диффузионных парах неодинаковы, хотя мало различаются между собой и коэффициентом диффузии в Ni3At. Близки также и энергии активации в этих сплавах. Отсюда Янсен заключил, что механизмы диффузии в твердых никелевых растворах и в фазе Ni3A идентичны. Особое внимание привлекают данные Янсена, полученные им при анализе положения меченных плоскостей по отношению к концентрационным кривым для различных пар образцов, особенно для пар NiA-6 - Ni3A. Они дали возможность Янсену сделать заключение относительно парциальных коэффициентов диффузии. В парах NiA - Ni и NiA - Ni3A наблюдалось такое смещение меченой плоскости, которое соответствует преимущественной диффузии атомов никеля, причем по мере уменьшения концентрации алюминия в моноалюминиде никеля отношение DNi/DA уменьшается.
Очень возможно, что в NiA, обогащенным алюминием (относительно стехиометрического состава), имеет место преимущественная диффузия атомов алюминия.
На приведенной Янсеном серии металлографических снимков [303] кроме положения меченных плоскостей ясно видны и фазовые границы, которые для образцов NiA - Ni3A имеют несколько необычный вид: меченная плоскость находится между двумя межфазными плоскостями, то есть в пределах какой-то фазы, отсутствующей на равновесной диаграмме состояний. Янсен считал, что эта фаза - сильно обогащенный никелем NiAt. Концентрация никеля в этой фазе достигает 66 ат.% Ni, что на 2% превышает самые большие оценки концентрационной границы равновесной фазы NiA [310] при температуре взаимодействия (1000С).
Отметим еще одну особенность диффузии в Ni3A [35]: анализ соотношения энергий активации и энергий сублимации в чистом никеле и Ni3A дает возможность предположить, что диффузия атомов никеля в Ni3A протекает в своей подрешетке. В этом случае параметр дальнего порядка сверхструктуры нелинейным образом зависит от концентрации компонентов.
Таким образом, сопоставление свойств интерметаллидов NiAl и Ni3Al с полученными в разделе 4.1 критериями возникновения диссипативных структур при диффузионном взаимодействии фаз, граничащих на равновесной диаграмме состояний, дают основание для предположения о возможности появления между ними мета-стабильной фазы.
Все сплавы перед сваркой образцов подвергались гомогенизирующему отжигу при температуре 1673 К в течение 50 часов в вакууме 10" Па. Состав сплавов контролировался методом рентгеноспектрального флуоресцентного анализа на спектрометре VRA-20 и приведен в таблице 4.1. Все образцы прошли также качественный оптический спектральный анализ, проведенный на спектрометре ИСП-28 в режиме дуги переменного тока с источником ДГ-2. Общее содержание примесей в образцах не превышало 0,1 ат.%. Предварительный фазовый анализ сплавов проводился на дифрактометре ДРОН-2.0 в СиКа- излучении.
Полученные образцы отжигались в вакууме при температурах 1000, 1100 и 1200С в течение 4, 9, 16, 25, 36 и 49 часов в вакуумной печи СШВЛ - 02.2/25. Вакуум поддерживался не ниже Ю-3 Па. Охлаждение образцов осуществлялось с печью в течение 1 часа и ступенчатым образом в течении 2х - 3х часов.
Оптическая металлография проводилась на микроскопе МИМ-8, дюрометрические измерения - на приборе ПМТ-3 с алмазным индентором при нагрузке 0,98 Н, рентгеноструктурный анализ - на дифрактометре ДРОН-УМ, локальный рентгеноспектрального анализ - на микроанализаторе МАР-2. Все перечисленные исследования осуществлялось по стандартным методикам [65, 131, 150, 214]. Травление шлифов для определения границ фаз осуществлялось в 80% растворе хлорного железа. Для выявления возможного наличия мартенситных фаз травление проводилось в реактиве Марбли [141, 161].
Металлографические исследования (рис. 3.5) и изучение перераспределения элементов в диффузионной зоне с помощью микроанализатора МАР-2 (рис. 3.6) показали, что между фазами NiA-6 b j b NiAl r_ NiAi a О NiAl расстояние между метками; b - ширина промежуточной фазы; с - расстояние между границами NiAl и промежуточной фазы; d - расстояние между границами N13AI и промежуточной фазы и Ni3A с исходным содержанием компонентов кроме области, в которой концентрация никеля плавно изменялась от исходной до состава, соответствующего границе двухфазной (Зиу области при температуре отжига, присутствует слой с практически постоянной концентрацией никеля 63 - 66 ат.% . В ходе металлографических исследований (рис. 4.5) характерная для моноалюминидного мартенсита микроструктура [161] выявлена не была. Измерения микротвердости показали, что при переходе от твердого раствора на основе Р - фазы к области между (3 и у - фазами микротвердость не растет, как это имело бы место, если рассматриваемая область представляла бы собой мартенситную фазу, а уменьшается. В соответствии с этим было предположено, что рассматриваемый слой соответствует фазе промежуточного состава, возникающей при диффузионном взаимодействии р и у - фаз системы Ni-A-б. Исследование кинетики роста этой фазы в процессе диффузионного взаимодействия осуществлялось с помощью тройных образцов (рис.4.4). Результаты измерения величин а, в, с и d, характеризующих положение инертных меток и межфазных границ в процессе отжига, представлены на рис.4.7 ...4.9. Их анализ позволяет сделать вывод о том, что до достижения промежуточной фазой ширины 70 - 80 мкм ее рост подчиняется параболическому закону. В начальные времена отжига фаза почти с одинаковой скоростью растет как в направлении у , так и в направлении Р-фазы, однако, при достижении фазой максимальной ширины (-80 мкм) ее рост в сторону у -фазы начинает компенсироваться распадом со стороны (3-фазы и переходная фаза сдвигается как целое, практически не изменяя своей ширины. Движение меток в начале отжига приводило к их взаимному удалению, а при увеличении времени отжига
