Содержание к диссертации
Введение
1. Коррозионностойкие стали и сплавы: формирование структуры и свойств (Аналитический обзор) 7
1.1 Факторы, определяющие коррозионное поведение сплавов 7
1.1.1 Коррозия в расплавах хлоридов 9
1.2 Основные фазы в сплавах систем Fe-Cr-Ni-Mo и Ni-Cr-Mo 12
1.2.1 Сигма-фаза 15
1.2.2 Упорядоченная фаза Ni2(Cr,Mo) в сплавах Ni-Cr-Mo 20
1.3 Термовременная обработка металлических расплавов 23
1.4 Постановка задачи исследования 28
2. Материалы и методика проведения исследований 30
2.1 Материалы исследования 30
2.2 Методы исследования 31
2.2.1. Металлография 31
2.2.2. Рентгеноструктурный фазовый анализ 32
2.2.3. Исследование физических свойств сплавов 32
2.2.4. Испытания на коррозионную стойкость 35
2.2.5. Изучение механических свойств 36
2.2.6. Обработка сплава в жидком состоянии 36
2.3 Вычисление погрешности измерений 44
3. Фазовые превращения в сплавах системы Fe-Ni-Cr-Mo при отжиге 45
3.1 Исследование коррозионного поведения аустенитных нержавеющих сталей в эквимолярной смеси NaCl-KCl при 750 C 45
3.2 Фазовые превращения в сплавах ЭК77 и G35 при старении 55
3.2.1. Построение С-образных диаграмм выделения вторых фаз в сплавах ЭК77 и G35 56
3.3 Влияние предварительной деформации на процессы рекристаллизации и образования избыточных фаз в ходе термообработки в сплавах G35 и ЭК77 63
3.3.1 Рекристаллизация 64
3.3.2 Влияние предварительной холодной пластической деформации на выделение вторых фаз 68
3.4 Выводы по главе 82
4. Физические, коррозионные и механические свойства сплавов 83
4.1 Физические свойства сплава G35 83
4.2 Изучение влияния морфологии выделений интерметаллидных фаз на комплекс механических свойств сплава G35 90
4.3 Исследование коррозионной стойкости сплавов с разной морфологией выделений в ионных расплавах 97
4.3.1 Исследование коррозионной стойкости сплавов ЭК77 и G35 в состоянии поставки 97
4.3.2 Исследование коррозионной стойкости сплава G35 в расплаве эквимолярной смеси KCl-AlCl3 102
4.3.3 Исследование влияния различной морфологии выделений -фазы на коррозионную стойкость сплава ЭК77 108
4.4 Выводы по главе 117
5. Влияние обработки жидкого расплава на режимы гомогенизации слитка из сплава ЭК77 и на процессы, протекающие при старении 118
5.1 Структура после кристаллизации 118
5.2 Структура сплава ЭК77 после гомогенизирующего отжига при температуре 1150 С и времени выдержки 1,5 часа 128
5.3 Структура сплава ЭК77 после гомогенизирующего отжига при температуре 1200 С и времени выдержки 6 часов 131
5.4 Структура сплава ЭК77 после старения при температуре 900 С 134
5.4.1 Время выдержки 5 часов 134
5.4.2 Время выдержки 7,5 часов 138
5.5 Выводы по главе 144
Заключение 145
Список литературы
- Основные фазы в сплавах систем Fe-Cr-Ni-Mo и Ni-Cr-Mo
- Фазовые превращения в сплавах ЭК77 и G35 при старении
- Изучение влияния морфологии выделений интерметаллидных фаз на комплекс механических свойств сплава G35
- Структура сплава ЭК77 после гомогенизирующего отжига при температуре 1150 С и времени выдержки 1,5 часа
Основные фазы в сплавах систем Fe-Cr-Ni-Mo и Ni-Cr-Mo
В сложнолегированных сплавах на никелевой основе влияние выделений вторых фаз по границам зерен принципиально не отличается от сплавов на основе железа. Хотя авторы работы [4] обнаруживают другие фазы: карбид типа M12C и -фазу, - но они также повышают склонность сплава к МКК. Кроме фазового состава на коррозионную стойкость влияет и структурное состояние сплавов. Согласно [2] уменьшение размера зерна должно приводить к повышению коррозионной стойкости сплавов. Это подтверждено исследованиями [14,15], однако в работе [16] зафиксирован абсолютно обратный эффект: увеличение размера зерна снижает склонность сплава к МКК, также авторы отмечают положительное влияния большого количества двойниковых границ. В этом аспекте интересно изучение влияния энергии границ на коррозионное поведение сплавов. Известно [17], что дефекты кристаллического строения увеличивают диффузионную подвижность атомов в сплавах, что приводит к изменению в том числе коррозионного поведения сплавов. В основном [1] отмечают негативное влияние дефектов на коррозионную стойкость металлов.
Современные исследовательские и расчетные методы позволяют понять теорию пассивации на более тонком уровне. В исследованиях [18-20] отмечается, что переход сплавов Fe-Cr при содержании хрома на уровне 12-13 масс. % является следствием электронной структуры, где при этом критическом значении у атома железа в ближайшем окружении находится 1 атом хрома и происходит локализация d-электронов. Изменение электронной структуры твердого раствора происходит при изменении его легирования, при процессах расслоения и упорядочения, которые изменяют ближайшее окружение атомов [21]. Хотя экспериментально влияние этих процессов на коррозионную стойкость не всегда обнаруживают [4].
Коррозионное поведение сплавов зависит от коррозионной среды и ее температуры. Так, например, сталь типа 18-8 проявляет в среднем слабую стойкость в растворах серной кислоты, но при увеличении концентрации кислоты стойкость стали возрастает [22]. В двойных сплавах Ni-Mo при горячем воздействии (700 C) паров серы не происходит образование пассивных пленок Mo2S3 [23]. А при испытаниях никель-хром-молибденовых сплавах в насыщенных растворах Ag/AgCl с добавками KCl пассивные пленки оксидов хрома, меди и молибдена разрушаются при температурах выше 90 C [24].
Благодаря синхротронным методикам, таким как анализ тонкой структуры поглощения рентгеновских спектров (XAFS) и анализ рентгеновких спектров вблизи края поглощения (XANES), были получены данные, показывающие различное поведение Fe-Cr-Ni-Mo сплава в двух средах содержащих ионы брома и ионы хлора. Было показано, что молибден повышает стойкость к питтингообразованию в хлоридных растворах намного эффективнее, чем в бромидных. Это связано со структурой образующихся продуктов коррозии [25]. Также в этой работе было исследовано поведение хрома в бром содержащем растворе. Позиции хрома в процессе испытаний совпадают с позициями брома, т.е. хром уходит в коррозионную среду, связываясь ионами брома.
В целом коррозионное поведение различных сплавов оказывается предсказуемым, если в паре сплав – коррозионная среда работает классическая теория пассивации. Однако существуют технологические процессы, которые задействуют другие агрессивные коррозионные среды, в частности расплавы хлоридов. В этом случае опытных данных значительно меньше, что на настоящий момент не позволяет однозначно объяснить коррозионное поведение металлов и сплавов в таких средах.
Наиболее достоверно установлено, что растворение металлов в хлоридных расплавах происходит по электрохимическому механизму. Анодным участком выступает граница зерна, а тело зерна является микрокатодом [26]. Показано, что в роли окислителей могут выступать газы и ионы более электроположительных металлов. Основными примесями в солевых хлоридных расплавах, вызывающими коррозию металлов и сплавов, называются растворенные в солях газы – кислород, хлор, хлороводород и пары воды [27, 28]. В частности, в работе [29] авторы показали, что пары воды в расплаве FLiNaK в зависимости от содержания приводят к увеличению потери массы никелевых сплавов в 10…100 раз по отношению к чистому расплаву (рисунок 1.1).
В этой же работе было установлено оригинальное соотношение, которое показывает, что убыль массы сплавов в присутствии влаги линейно растет с увеличением суммы (масс. % Cr + 1/3 масс. % Mo). Также показано, что при низком содержании хрома преобладает общая коррозия, а не МКК. Отмечается, что повышенное содержание влаги в солевом расплаве приводит к питтингообразованию.
Также существуют данные о том, что в присутствии кислорода в подобной среде работает стандартная протекторная защита оксидной пленкой. В частности при испытаниях нескольких никелевых сплавов разного состава в расплаве LiCl-LiO2 при 650 C наибольшей стойкостью обладает образец с повышенным содержанием титана, который образует оксидную пленку [30].
Процессы высокотемпературной коррозии в ионных жидкостях: хлоридах, тетраборатах и др. – подробно изучались В.П. Кочергиным. В своей обзорной статье [31] он описывает это явление как окислительно-восстановительный процесс, в котором в качестве окислителей могут выступать растворенный хлороводород, следы воды, молекулярные хлор и кислород. Автор показывает, что наиболее важной количественной характеристикой металла является потенциал коррозии, при котором скорость подвода окислителей к металлу равна скорости отвода продуктов коррозии вглубь расплава. Эта характеристика может быть однозначно определена для чистых металлов, а также для сплавов в однофазном состоянии. Работ, которые раскрывают влияние вторых фаз на величину потенциала коррозии и соответственно смещение равновесия, нет. Это является большим упущением, т.к. рабочие температуры, при которых происходит взаимодействие металлов с солевыми расплавами могут достигать 600…650 С, а это область, где активно протекают процессы выделения избыточных фаз из пересыщенного твердого раствора в различных сплавах. Величина потенциала коррозии определяется особенностями электронного строения атомов, природой связи между ними и структурой металлических кристаллических решеток. Наиболее высокими потенциалами коррозии в расплавах хлоридов обладают никель, молибден и платина. Железо, хром и титан, которые являются распространенными элементами в составе коррозионностойких сплавов, обладают низкими потенциалами коррозии. При взаимодействии с расплавами хлоридов они будут разрушаться довольно быстро.
Знание о потенциалах коррозии чистых металлов в солевых расплавах должно способствовать обоснованному выбору композиции сплава. В работе [31] приведены потенциалы и скорости коррозии аустенитных сплавов разного химического состава в расплаве MgCl2 при 800 C. Повышение содержания никеля сдвигает потенциал коррозии в сторону электроположительных значений, при этом скорость коррозии снижается. В работе [32] исследовано коррозионнное поведение никелевых сплавов в расплаве соли FLiNaK при 750 C. Показано, что наиболее активно в коррозионную среду выходит хром. Чем выше его содержание в сплаве, тем выше скорость коррозии. В это же время молибден наоборот повышает стойкость сплава в этой среде. Наибольшую активность хрома в коррозионном процессе отмечают и авторы [33]. Они изучали поведение высокохромистых чугунов в расплаве эквимолярной смеси NaCl-KCl при 670 C. Скорость коррозии в этом случае возрастает по мере увеличения содержания хрома. Интересно также влияние углерода: скорость коррозии имеет максимум при его содержании 4,29 масс. %. Сравнение с нержавеющей аустенитной сталью типа 304 показывает, что она имеет лучшую стойкость в среде расплавленных хлоридов по сравнению со всеми исследованными чугунами (рисунок 1.2).
Фазовые превращения в сплавах ЭК77 и G35 при старении
Неудовлетворительное коррозионное поведение аустенитных нержавеющих сталей заставляет рассматривать более легированные коррозионностойкие сплавы на основе Fe-Cr-Ni-Mo (ЭК77) и N-Cr-Mo (G35), которые термодинамически менее устойчивы к образованию избыточных фаз. Склонность к выделению вторых фаз из сложнолегированных ГЦК твердых растворов на основе железа и никеля часто имеет решающее значение при определении работоспособности коррозионно-стойких и жаропрочных сплавов, поэтому для ее оценки предложено несколько хорошо зарекомендовавших себя критериев.
Специалистами ФГУП "ВИАМ" ГНЦ РФ предложена [140] эмпирическая формула баланса легирования жаропрочных никелевых сплавов, характеризующая предельную совместную растворимость элементов замещения в никелевой матрице: где АЕ - показатель дисбаланса легирования; АІ и ЕІ - соответственно атомная масса и количество sd-электронов і-го компонента; СІ - атомная доля компонента. Единый для всех композиций критерий стабильности аустенита -0,02 АЕ 0,02. Развитие этого подхода позволило разработать методику сбалансированного легирования жаропрочных никелевых сплавов и представляет интерес оценка его полезности при разработке аустенитных сплавов с повышенной коррозионной стойкостью.
При расчете критериев стабильности аустенита исследованных сплавов по формуле 3.1 исходили из следующих предпосылок:
Рассчитанные значение АЕ для сплава ЭК77 и G35 составили соответственно -0.30 и -0.11. Одновременное увеличение содержания в аустените никеля и уменьшение содержания хрома и молибдена приводит к повышению его устойчивости против образования вторых фаз. Исходя из этого, легко рассчитать состав стабилизированной матрицы исследуемых сплавов (таблица 3.6).
Характерно, что сплав на основе железа и никеля удается стабилизировать только при значительном изменении содержания легирующих элементов. Согласно расчету, химический состав подобного сплава должен быть смещен в сторону никелевого угла на концентрационном треугольнике. В то же время никелевый сплав можно стабилизировать в аустенитной области скорректировав легирование каждым элементом в пределах 2…4 масс. %.
С другой стороны, к стабилизации матрицы будет приводить выделение обогащенных по хрому и молибдену и обедненных по никелю избыточных фаз. Зная химический состав выделяющихся частиц можно рассчитать и объемную долю, которая должна образоваться в сплаве для стабилизации аустенитной матрицы. Однако рассмотренные критерии стабильности не касаются таких принципиально важных характеристик, как морфология и кинетика выделения избыточных фаз – факторов, которые, как известно, влияют на комплекс свойств сплавов. Поэтому следующим этапом исследования было изучение фазовых превращений в сплавах ЭК77 и G35.
В исходном состоянии сплавы ЭК77 и G35 представляют собой -твердый раствор на основе Ni (G35) и на основе Fe-Ni (ЭК77). Наряду с равноосными зернами твердого раствора размером 70…150 мкм (рисунок 3.8) в структуре сплава G35 присутствуют «строчки» включений округлой формы размером от 1 до 15 мкм, химический состав которых определен методом МРСА как 33 масс. % Ni, 42 масс. % Cr, 24 масс. % Mo, 1 масс. % Fe. В сплаве ЭК77 подобных включений не замечено.
Для исследования кинетики выделения вторых фаз и морфологии образующихся частиц было проведено искусственное старение по схеме 1 (рисунок 2.1). Для сплавов ЭК77 и G35 характерно, что при всех температурах отжига частицы образуются по границам зерен и в тройных стыках, и имеют вытянутую форму. Наиболее интенсивно процессы выделения вторых фаз в сплавах протекают при температурах 850…900 С. Так в сплаве G35 первые выделения наблюдаются в структуре после получасового отжига при 850 С. Для того, чтобы зафиксировать частицы в сплаве ЭК77 потребовался отжиг при 900 С в течение трех с половиной часов. При этом в области температур выше 925 С наблюдаются светлые (по изображению в ориентационно-композиционном контрасте) выделения, а ниже этой температуры в структуре наряду со светлыми видны также и темные частицы. МРСА частиц в сплаве G35 показал, что светлые частицы обогащены по молибдену и хрому и обеднены по никелю, в то время как темные частицы сильнее обогащены хромом (рисунок 3.9, таблица 3.7). С понижением температуры отжига постепенно замедляются диффузионные процессы. Соответственно замедляется и выделение вторых фаз, и при 600 С в сплаве G35 частицы образуются только через 356 часов отжига. мкм мкм
По картинам микродифракции установили, что светлая частица, выделившаяся в сплаве ЭК77, является ТПУ сигма-фазой с тетрагональной решеткой (рисунок 3.10). Средний стехиометрический состав, определенный методом МРСА – Fe33Ni14Cr47Mo6. Темные выделения – это карбиды типа М23С6, где М = Fe, Cr, Mo (соответствующая электронограмма и ее расшифровка представлены на рисунке 3.11). В сплаве G35 светлые выделения также были идентифицированы как сигма-фаза FeNi33Cr53Mo13 (рисунок 3.12). Но темные частицы в этом случае оказались фазой с объемно-центрированной кубической решеткой, период которой близок к периоду чистого хрома. Локальный химический анализ этих частиц, проведенный с помощью МРСА в колонне ПЭМ показал, что они сильно обогащены хромом (рисунок 3.13). Это позволило сделать вывод, что образовавшаяся фаза – это твердый раствор ОЦК на основе хрома.
По металлографическим данным были построены участки С-образных диаграмм начала выделения сигма-фазы в сплавах (рисунок 3.14). Сплав ЭК77 на основе железа проявил себя более устойчивым к выделению интерметаллида: инкубационный период составил более 3 часов при температуре 900 С, в то время как в сплаве G35 первые выделения обнаруживаются уже через полчаса при 850 С. Область выделения сигма-фазы также шире для сплава G35.
Для сплава G35 была построена более подробная С-образная диаграмма выделения избыточных фаз (рисунок 3.15). При построении диаграммы были нанесены все экспериментальные точки. Там, где металлографическим методом были зафиксированы выделения вторых фаз, экспериментальные точки выделены черным цветом. Линия соответствует началу выделения вторых фаз. С помощью построенной диаграммы можно оценить температурно-временные условия охлаждения исследуемого сплава после гомогенизирующего отжига для предотвращения выделения вторых фаз по границам аустенитных зерен. Для этого можно использовать формулу:
Изучение влияния морфологии выделений интерметаллидных фаз на комплекс механических свойств сплава G35
Старение при 1000 С деформированного металла приводит к повышению на 30 % прочностных характеристик сплава относительно состояния поставки: 0,2 = 598 Мпа, в = 964 МПа при сохранении относительного удлинения на уровне 33 %. Поверхность разрушения представлена на рисунке 4.16.
Локальный химический анализ перемычек между ямками на поверхности излома показал, что на них сохранились частицы -фазы (рисунок 4.17, таблица 4.3). Т.е. часть зародышевых трещин в этом случае образовалась при взаимодействии дислокаций с выделениями. Также вязкому характеру разрушения способствует развитая субструктура сплава, которая сформировалась за счет высокой плотности дефектов в деформированном металле и дальнейшем его отжиге, который привел к полигонизации и рекристаллизации.
Образцы сплавов ЭК77 и G35 в состоянии поставки были подвергнуты коррозионным испытаниям в солевом расплаве KCl-NaCl при T=750 C в течение 30 ч. Поверхность испытанного образца из сплава ЭК77 представлена на рисунке 4.18. Наблюдается сильная межкристаллитная коррозия. Кроме того есть области, где произошло также сильное язвенное разрушение.
Поверхность образца сплава ЭК77 после коррозионных испытаний Исследования поперечных шлифов (рисунок 4.19)показало, что глубина разрушения в образце из сплава ЭК77 составила порядка 80 мкм. Для более коррозионностойкого сплава G35 эта величина оказалась в четыре раза меньше – около 20 мкм. При этом в обоих случаях локально изменяется химический состав вблизи границ аустенитных зерен: приграничная зона сильно обеднена по хрому, при этом химический состав аустенита в теле образца и вблизи разрушенной поверхности практически одинаков. Перераспределение легирующих элементов связано с электрохимическим процессом коррозии: в первую очередь в расплав переходят наиболее электроположительные элементы, т.е. хром и железо.
В соответствии с С-образной диаграммой, построенной нами для сплава G35 при температуре 750 С первые выделения появляются через 16 часов выдержки. На шлифе видны цепочки округлых выделений по границам зерен. Однако, при выдержке в расплаве в приповерхностных слоях никелевого сплава произошло выделение избыточной фазы, которая сильно отличается по химическому составу от определенных нами ранее -фазы и Cr (рисунок 4.20, таблица 4.5). Эти частицы обогащены молибденом и вольфрамом, которого по марочному составу в сплаве нет, т.е. это примесь. Следовательно коррозионные процессы при 750 С повекли за собой изменение не только химического состава поверхности, но и фазового состава в этих областях.
Исследование механических свойств сплава G35 показало, что с помощью деформационной и термической обработки возможно получить характеристики, которые не хуже тех, что заявлены производителем. В частности предварительная холодная деформация е = 1,0 и последующее старение при 1000 С в течение 30 минут обеспечивает прирост прочностных свойств на 30 % (0,2 = 598 МПа, в = 964 МПа против 0,2 = 348 МПа, в = 745 МПа) относительно заявленного производителем после финишной обработки при сохранении общего удлинения на уровне 33 %. Такие свойства обусловлены благоприятной морфологией выделений -фазы (рисунок 4.23): в этом случае сформировались дисперсные равноосные частицы интерметаллида размером 1…2 мкм равномерно распределенные по объему -твердого раствора. При этом выделения -фазы затормозили процессы собирательной и вторичной рекристаллизации, что обеспечило формирование мелкозернистой (порядка 5…15 мкм). Измельчение зерна в большинстве случаев приводит к повышению стойкости сплавов к межкристаллитной коррозии. Это объясняется повышением равновесности границ зерен. Также существуют данные о том, что выделение -фазы благоприятно сказывается на коррозионной стойкости сплавов. Поэтому справедливо предположить, что морфология -фазы, обеспечившая хороший комплекс механических свойств сплава G35, также будет способствовать
Образцы сплава, обладающие по нашему мнению наиболее благоприятной структурой, были подвергнуты коррозионным испытаниям в расплаве KCl-AlCl3 при 550 С в течение 100 часов. Изображения микроструктуры, полученные на поперечных шлифах, представлены на рисунке 4.24. Поверхность разрушена равномерно без признаков межкристаллитной коррозии и язв. Это принципиально важно с технологической точки зрения: при таком коррозионном поведении сплава в процессе эксплуатации снижен риск локализации разрушения. Закономерное снижение содержания хрома при повышении концентрации никеля и молибдена на поверхности образца (рисунок 4.24 в, таблица 4.6) связано с электрохимическим характером коррозии сплава в хлоридном расплаве. распределенные по объему образца. Выделения -фазы в этом случае сосредоточены не только по границам, но и в теле зерна (рисунок 4.25). Структура образца, подвергнутого отжигу при 950 С в течение 30 минут, но с меньшей степенью предварительной деформации (е = 0,5), представлена на рисунке 4.25 б. В целом в этом случае сформировалась морфология выделений подобная наиболее благоприятному, но при этом неоднородность деформации по сечению образца привела к разнозернистости. Наряду с полосами, где размер зерна 5…15 мкм, существуют полосы с размером зерна 20…30 мкм.
Структура сплава ЭК77 после гомогенизирующего отжига при температуре 1150 С и времени выдержки 1,5 часа
Более длительный отжиг в течение 7,5 часов приводит к равномерному выделению частиц второй фазы по всему объему сплава. Наблюдается довольно большое количество выделений как для слитка №1, так и для слитка №2 (рисунок 5.16). Анализ дифрактограмм позволил идентифицировать образовавшиеся выделения как -фазу. Ее частицы имеют пластинчатую форму, но на границах они толще, чем в теле зерна аустенита. Длина пластин в слитке №1 больше, чем в слитке №2. Этот факт не противоречит тезису о разрушению геликоидов, состоящих из 14-вершинников Франка-Каспера – основы -фазы при высоком перегреве в жидком состоянии. Образование интерметаллида способствовало выходу из аустенита хрома и молибдена, что закономерно привело к уменьшению периода решетки (рисунок 5.10). При этом возник градиент концентраций в аустените в близи границы между аустенитом и -фазой, что вызвало уширение дифракционных линий. Размер частиц порядка 10 мкм (рисунок 5.16 в).
Образование интерметаллида способствовало выходу из аустенита хрома и молибдена, что закономерно привело к уменьшению периода решетки (рисунок 5.7). При этом увеличилась интегральная ширина дифракционных линий. Это обусловлено возникновением градиента концентраций между аустенитом и -фазой.
Методами растровой электронной микроскопии и рентгено-структурного фазового анализа значительной разницы между слитками №1 и №2 после старения при 900 С в течение 7,5 часов не было выявлено. С точки зрения фазового состава эти сплавы практически одинаковы: + (рисунок 5.17). При этом и морфология выделений для разных случаев схожа.
Также было обнаружено, что в структуре аустенита «слабо» перегретого сплава после кристаллизации, гомогенизации и высокотемпературного старения наблюдаются концентрационные волны, т.е. периодическое изменение химического состава. Это выражается в характерном периодическом контрасте, возникающем на изображениях, полученных на просвет (рисунок 5.20а). Также на картинах микродифракции наблюдаются сателлиты у рефлексов типа {220} аустенита (рисунок 5.20 б, 5.20 в). На темнопольном изображении (рисунок 5.20 г), снятом в сателлите, виден контраст, характерный для расслаивающихся систем. Подробный анализ электронограмм показал, что в структуре помимо аустенита присутствует также фаза, обладающая объемно-центрированной кубической решеткой с параметром, близким к ферритному
(рисунок 5.20 в). Темное поле, снятое в рефлексе Ї12 (рисунок 5.20 д) показало, что периодическое изменение химического состава аустенита привело к образованию феррито-аустенитной «полосчатости». Наличие кластеров в сплаве №1 привело к сильной химической неоднородности аустенита. При длительном старении это привело к тому, что группировки атомов хрома и молибдена закономерно в соответствии со своей природой начинают формировать участки с ОЦК структурой. Механизмом перехода из ГЦК в ОЦК в этом случае, по-видимому, является двойникование ГЦК решетки аустенита по плоскостям {113} и раздвойникование этого микрообъема в ОЦК решетку феррита по плоскостям {112} или {013} [119].
Матричный твердый раствор «сильно» перегретого сплава на этом уровне остается однородным. Это объясняется статистическим распределением атомов в аустените, которое обусловлено разрушением кластеров при высоком перегреве расплава. Более низкая концентрация вакансий в этом случае также затрудняет диффузию элементов и, следовательно, понижает склонность к расслоению сплава. а – светлое поле (СПЭМ); б – электронограмма с расшифровкой С помощью ПЭМ было установлено наличие в структуре «слабо» перегретого сплава частиц твердого раствора на основе хрома с объемно-центрированной кубической решеткой (рисунок 5.21), которые не были зафиксированы с помощью РСФА.
Влияние степени перегрева расплава над температурой ликвидус на структуру аустенита может быть связано с отмеченным выше изменением в условиях значительного перегрева характера кластеров. Вероятно, приближение характера упорядочения атомов в кластерах расплава к ГЦК-подобной структуре позволяет уменьшить дефектность кристаллической решетки аустенита после кристаллизации.
1. Установлено влияние температуры перегрева жидкого сплава ЭК77 на характеристики литой структуры. Технологический перегрев приводит к формированию дендритной структуры с ветвями дендритов от 50 до 600 мкм. Перегрев расплава на 300 С выше температуры ликвидус приводит к формированию ячеистой структуры с размером ячеек 40…70 мкм.
2. Качественно показано, что степень перегрева расплава влияет на равновесную концентрацию вакансий в слитке: чем больше перегрев, тем меньше концентрация вакансий.
3. Степень перегрева жидкого металла перед кристаллизацией определяет время необходимое для гомогенизации слитка из сплава ЭК77. Установлено, что минимальное время отжига при 1200 С, при котором дендритная ликвация перестает обнаруживаться методами металлографии МРСА и РСФА составляет 6 часов.
4. С помощью провоцирующего отжига определено, что в слитке, выплавленном без высокого перегрева, сохраняется локальная химическая неоднородность, которая провоцирует ускоренное выделение -фазы.
5. Определено, что неоднородное распределение химических элементов, входящих в состав -фазы (Cr и Mo) обусловлено формированием стабильных для твердого и жидкого состояний 14-вершинных полиэдров Франка-Каспера, образующих -фазу. Установлено, что высокий перегрев расплава способствует их разрушению, тем самым предотвращая образование -фазы в твердом состоянии.
6. Установлено, что высокий перегрев расплава над температурой ликвидус на начальных этапах старения затрудняет выделения ТПУ -фазы. На следующих этапах старения не оказывая значительного влияния на фазовый состав, сильно влияет на структуру аустенита: способствует ее полигонизации.
