Структура кристаллизации и распад пересыщенного твердого раствора в сплавах системы Co-Ni-Nb, полученных закалкой из жидкого состояния тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

г 1 '< ?!

' * МОСКОВСКИЙ

ОРДЕНА ОКТЯБРЬСКОЙ РЕВОЛЮЦИИ И ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ ИНСТИТУТ СТАЛИ И СПЛАВОВ

На правах рукописи

НИ КОТИН ЕВ Андрей Борисович

СТРУКТУРА КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И РАСПАД ПЕРЕСЫЩЕННОГО ТВЕРДОГО РАСТВОРА

В СПЛАВАХ СИСТЕМЫ Со—N1», ПОЛУЧЕННЫХ ЗАКАЛКОЙ ИЗ ЖИДКОГО

состояния

Специальность 01.04.07 — «Физика твердого тела»

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Москва 1992

Работа выполнена в лаборатории кафедры рентгенографии и физики металлов Московского института стали и сплавов.

Научный руководитель: кандидат технических наук, профессор ВАРЛИ К- В.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, главный научный сотрудник ГЛЕЗЕР А. М., кандидат технических наук, ст. научный сотрудник САВЧЕНКО А. Г.

Ведущая организация — Всесоюзный институт легких сплавов

Защита состоится 20 февраля 1992 г. на заседании специализированного совета К 053.08.06 Московского института стали и сплавов по адресу: 117936, Москва, ГСП-1, Ленинский проспект, д. 4.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке института.

Автореферат разослан « ¿0»

Ученый секретарь специализированного совета

кандидат физ.-мат. наук, ведущий научный сотрудник

я. м. муковскии

. V ?

. *. .ими

>д*л

жртшцнЙ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Система Со-М-йЬ является основой стареющих сплавов, используемых в промышленности для изготов-' ления токоведущих упругих элементов, работающих при высоких температурах. Эксплуатационные свойства этих сплавов достигаются за счет формирования определенного фазового состава и структуры в результате распада пересыщенного твердого раствора, который проходит как по непрорывному, так и по прерывис-стому механизмам с образованием различных фаз. Поиск способов ■ целенаправленного воздействия на процессы старения для получения оптимальной структуры и фазового состава в этих сплавах является актуальной задачей.

Одним из возможных способов воздействия на структуру и сбойства стареющих сплавов является закалка из жидкого состояния (ЗЖС). Структура, сформировавшаяся в сплаве в результате ЗЖС, может приводить при его последующем нагреве к существенным изменениям в механизмах и кинетике распада твердого раствора, а также в структуре выделяющихся фаз. Не смотря на достаточно большое число работ го исследованию быстрозакристал-лизованных сплавов, полных систематических данных по влиянию ЗЖС на процессы старения в настоящее время нот, а для сплавов системы СотШ-ИЬ данные по распаду твердого раствора после ЗЖС полностью отсутствуют. • •

В большинства стареющих сплавов на основе кобальта в рв-

зультате распада пересыщенного твердого раствора образуются фазы со структурой фаз Лавеса. или родственной им. В этом от-отношении сплавы Со-ГШ является модельными, так как в них присутствуют все три концентрационно морфотропные фазы Лавеса. Имеющиеся в литературе данные по структуре этих фаз в сплавах Со-ЛЬ, полученных методом ЗШС, являются неполными и требуют дальнейшего уточнения.

Исходя из сказанного выше тема диссертационной работы представлялась актуальной.

' Целью работы являлось исследование морфологии кристалли-_ задки, микроструктуры и процессов распада пересыщенного твердого раствора на основе р-Со в сплавах системы Со-Ш-МЬ, подученных методом ЗЖС.

В работе были поставлены и решены следующие задачи:

1. Исследована морфология кристаллизации и микроструктура сплавов Со-№, полученных методом ЗЖС при разных скоростях охланщения.

2. Разработан метод моделирования дифракционных спектров от дефектных фаз Лавеса, содержащих хаотические дефекты упаковки (ХДУ).

3. Исследованы процессы распада пересыщенного твердого 'раствора в сплаве Со-М-ГШ, полученном методом ЗЖС.

4. Проведен анализ причин изменения кинетики и механизмов распада в сплаве Со-М-ЫЬ после ЗШС.

Научная новизна состоит в следующем:

1. В исследуемой системе впервые обнаружены даинноперио-дные фазы Лавеса и фазы Лавеса с высокой плотностью ХДУ.

2. Разработана оригинальная методика моделирования диф-• ракционных спектров от фаз Лавеса, содержащих ХДУ.

3.В результате исследований процессов распада пересыщенного твердого раствора на' основе (З-Со в быстрозакаленном сплаве Со-Ш-ЛЬ установлено, что ЗШС ускоряет в этом сплаве распад как по непрерывному, так'и по прерывистому механизмам.

4. Показано, что преобладающую роль в развитии распада по прерывистому механизму в быстрозакаленном сплаве Со-Ш-ГШ играют упругие искажения в матрице твердого раствора на осно-

ве (ß-Co), возникающие в результате выделения по непрерывному механизму метастабильной фазы со структурой 11 г .

Практическая ценность. Определены температурно-временные интервалы распада в закаленном из жидкого состояния сплаве Co-Ni-Nb, близком по составу к промышленно используемому сплаву ЭП-431. Полученные результаты позволяют прогнозировать фазовый состав и структуру сплава при разных "режимах термической обработки.

Разработанный метод моделирования дифракционных спектров может быть использован для исследования шгатноупакованных структур в сплавах других систем. Теоретически рассчитанные по предложенной методике интенсивности рентгеновских линий для' поликристаллов, содержащих ХДУ, могут быть использованы в программах количественного рентгеновского анализа.

Апробация работы. Материалы диссертации доложены на 5 Всесоюзном семинаре "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов", Свердловск, 1990 г.

Публикации. По результатам выполненной.работы опубликовано 2 печатных работы.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 4 глав, выводов, списка литературы из 103 наименований и. содержит QS страниц машинописного текста, включая «ЗЗрисунков и 5 таблиц.

В первой главе дан краткий литературный обзор работ, посвященных вопросам распада в сплавах системы Co-Ni-Nb после закалки из твердого состояния (SXC), описанию структуры быст-рчзакаленных сплавов, исследованию влияния SHiC на распад пересыщенного твердого раствора, и показана актуальность изучения проблемы.

Во второй главе описаны технология получения сплавов для исследования, техника■проведения эксперимента, методы исследования, статистическая обработка результатов и ошибки измерений, а также подробно изложен разработанный метод моделирования дифракционных спектров фаз Лавеса, содержащих ХДУ.

В третьей главе описаны исследования морфологии кристаллизации и микроструктуры сплавов Co-Nb, подученных закалкой

из жидкого состояния.

Четвертая глава посвящена изучению процессов распада пересыщенного твердого раствора на основе р-Со в сплава Со-Ш-МЬ после ЗИ(С.

Работа завершается изложением основных выводов.

МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Исследование проводили на образцах сплавов системы Со-НШЬ. Состав по основным компоненентам приведен в табл.1 _(в таблице и далее по тексту состав приведен в атомных процентах),

Таблица 1

Химический состав сплавов

сплав Со % № % сплав Со % N1 % № %

1 осн. 5.1 , 5 осн. 25.0

2 осн. 9.1 6 осн. - 33.4

'3 ' осн. 12.2 7 осн. - 35.9

4 осн. 20.1 8 осн. 20.1 4.5

Сплавы для исследований выплавляли в вакуумной электродуговой печи. В качестве шихты использовали электролитические кобальт и никель , а также ниобий марки НБШ-1.•Закалку из жидкого состояния проводили в атмосфере гелия методами спи-ннингования и "молота и наковальни". В первом случае плавление навесок сплавов (20-30г) осуществляли индукционным методом в кварцевых ампулах. В качестве закалочного блока использовали внешнюю поверхность быстровращающегося медного цилиндра (й=25 см). В результате ЗЛЮ получали образцы в форме чешуек и кусков ленты толщиной 40-100 мкм. Для получения разных скоростей охлаждения (Ус) варьировали скорость вращения цилиндра. Величина Ус. которую оценивали по толщине получаемого ■объекта.составляла 105-106 К/с. В методе "молота и наковальни" капли расплава расплющивали между поверхностями неподвиж-

б

ноя водоохлаждэемой медной пластины и перемещающегося с большой скоростью медного поршня. Плавление навесок сплавов (2-5г) осуществляли злектродуговым способом на неподвижной пластине. 'Образны получали в форме дисков толщиной 100-200 мкм.

1«рмическую обработку сплава Со-ГЛ-ГПэ осуществляли в диапазоне температур 500-900°С с шагом около 50°С и продолжительностью от нескольких минут до нескольких часов. Кратковременные отжиги (менее 30 мин) проводили в атмосфере гелия в специально Сконструированной печи на базе универсального на-пылительного устройства ВУП-5. Для более длительных отжигов образцы помещали в откачанные кварцевые ампулы с титановым геттером. Отжиг осуществляли в муфельной печи. Охлаждение отож-' женных образцов проводили в воде (ампулы разбивавали под зеркалом воды). Контроль за температурой образцов во время отжи^ га осуществляли с помощью хромель-алюмэлевой термопары. В ка- ' честве основных методов исследования фазовых превращений в сплавах системы Со-Ы1-№ использовали рентгеноструктурный анализ и просвечивающую электронную микроскопию. Для определения температурных интервалов распада пересыщенного твердого раствора на основе р-Со и исследования кинетики распада использовали методы измерения высокотемпературного электросопротивле-1ния и микротвердости. Морфологию кристаллизации исследовали в световом (N60101-2) и растровом электронном (Тез1а В8-300) микроскопах .

Измерение электросопротивления при нагреве с постоянной скоростью ( 5 К/с ) и при изотермических отжигах осуществляли методом амперметра-вольтметра. Измерение микротвердости проводили на приборе ПМТ-3.

Съемку рентгенограмм проводили на аппарате УРС-2.0, используя камеры КРОС и РКУ-114, и на дафрактометре ДР0Н-УМ1. Электронно-микроскопические исследования проводили в микроскопе Н-800 при ускоряющем напряжении'200 кВ. Фольги для просвечивающей микроскопии готовили стандартным способом в хлорно-спиртовом электролите при -10°С.

Статистическую обработку полученных результатов- проводили с дс еригельной вероятностью 0,95.

МЕТОД МОДЕЛИРОВАНИЯ ДИФРАКЦИОННЫХ СПЕКТРОВ ДЕФЕКТНЫХ ФАЗ ЛАВЕСА. .

Фазы Лавеса характеризуются укладкой плотноупакованных слоев 3® (А. В или С), чередующихся со слоями сеток Кагоме 36336 <а,р или 7). В этих обозначениях основные структурные типы фаз Лавеса описываются в виде; АВ)р(ВАС)т(С... - ci4,

А)а(АСВ)Э(ВАС)7(СВ...- С15, а(АВС)7(СВА)а(АСВ)(3(ВСА) - СЗб

(подчеркнуты сетки, составленные крупными атомами).

Для удобства расчетов фазы Лавеса можно представигь в ■ виде чередующихся сеток З6. образованных соотвественно "молекулами" , содержащими два крупных и три мелких атома (рис.1а) и мелкими атомами. На полпути между соседними "молекулярными" слоями расположен слой из мелких атомов, называемый далее "атомарным" слоем, расстояние до которого d/2, где d - межслоевое расстояние (меаду серединами соседних "молекулярных" слоев). "Молекула" имеет дантр симметрии и ее амплитуда рассеяния Г действительна. Расстояние от центра "молекулы" до любого ■ мелкого атома в ней равно периоду сетки 3® т.е. . А=|Х»|=|йг|. Если 3=d-n (п - единичная нормаль к слоям 3°), • q - .дифракционный вектор, Wj - веса атомов в "молекуле", то-амплитуду рассеяния можно записать в виде:

t-q-r.

F = Е Wj'e J . (1)

j

Соседние "молекулярные" слои сдвинуты один по отношению к другому на вектор Т где 1=1/3(£z-£i), т.е. центры "молекул" в терминах плотневших упаковок занимают одну из трех позиций: А, В ' или С. Между соседними "молекулярными" слоями А и В располога-ется "атомарный" слой в позиции С и т.д. Самостоятельное значение имеют только "молекулярные" слои, поскольку сдвиг "атомарного" слоя однозначно, определяется сдвигом ( типом позиций А, В или С ) его соседей т.е. "атомарный" слой всегда занимает "третью" позицию. Исходя из этого, структуры фзз Лавеса CI4, CI5, С36 можно описать, соответственно, двухслойной (АВ),

трехслойной (ABC) и четырехслойной (ABAC) упаковками.

Интенсивность рассеяния с дифракционным вектором q монокристаллом п - слойной фазы Лавеса можно представить в виде

Здесь 1о((}) - интерференционная функция Лауэ двумерной сетей 3° с периодами М и А*, 1<^(с}),1«-(с[) и 1п(ц) - составляющие интенсивности, описывающие дифракцию, соответственно, между "молекулярными", "атомарными" и смешанными слоями. Их значения рассчитываются с учетом числа слоев ^Б/сЗ в блоке диаметром Б и величин межслоевых парных корреляторов Ры. (>1 и им, удовлетворяющих условиям:

Рк* + Рк- + Рю=1 ; О» + О- + 0ю=1 ; У?к- + №с- + И'ко=1, (3) где 1= +1,-1,0.

Коррелятор Рк1 - имеет смысл вероятности обнаружить на' расстоянии к'З выше исходного "молекулярного" слоя "молекулярный" слой, сдвинутый на 1-Т по отношению к исходному. Коррелятор СИ имеет аналогичный смысл, но по отношению к атомарным слоям. Коррелятор Ш имеет смысл вероятности встретить на расстоянии (К + 1/2)■й от исходного "молекулярного" слоя "атомарный" слой,свдинутый на 1-1.

Интенсивность рассеяния монокристаллом не меняется при инверсии, т.е. при замене 5 на -с[. Кроме того, она не меняется при повороте ^ вокруг оси г на 120°, так как при любой последовательности слоев А, В, С ось г остается осью 3-го порядка.

lM(q)=Io(q).[lrr(q)+Iff(q)+Irr(q)].

(2)

At i

а)

б)

рисунок 1 .

г

Поэтому при переходе к расчету дифракционного спектра поликристалла усреднение достаточно проводить в 1/6 обратного пространства монокристалла, т.е. варьировать 5 в телесном угле 4-%/в, как показано на <рис.1б), где д=4.ц/А.'31п-0 (А. - длина волны излучения, $ - угол дифракции)

Для кавдого рефлекса (НК) интегрирование проводится по отрезку £аЫ. параллельному оси г и'заключенному между сферой радиуса qmax и сферой радиуса q^r^^г, или заштрихованной плоскостью. Продолжение отрезка СаЬ] пересекает рефлекс (НК). Если ввести векторы с[| и , представляющие собой проекции д, .параллельную и перпендикулярную слоям, то интегрирование проводится по векторам 5 таким, что q|=qнк и qmin<q<qma* где:

q=V/ ^нк + Чнк=г-1с/ У (4)

Дифракционный спектр поликристалла с точностью до коэффициента будет иметь вид :

НК ' ql тох

1п^) =!(«)•£ Рнк./нк 1м^нк + Ч1) , (5)

Н,К ql т1п

где 1(3)- угловой фактор интенсивности, Рнк - факторы повторя-"емости для рефлексов (НК).

При заданных последовательности "молекулярных" слоев А, В, С в исходной, бездефектной фазе Лавеса, размере блока в слоях N и вероятности свдигового дефекта упаковки а межслоевые парные корреляторы Ры, 0>а, и Шн рассчитывали численно на ЭВМ усреднением по 1.6'10э блокам, построенным с помощью генератора случайных чисел. Если запрашиваемое с рандомизато-.ра в каждом слое каждого блока число х<а, то этот слой и все следующие за ним сдвигались на ±Т (знак определяется тем условием, что соседние "молекулярные" слои не могут быть одного типа).

После расчета парных корреляторов проводили расчет дифра- . ракционного спектра монокристалла, а затем поликристалла. Степень адекватности теоретических спектров с'экспериментальными оценивали по среднеквадратичному отклонению.

СТРУКТУРА КРИСТАЛЛИЗАЦИИ СПЛАВОВ Со-ЛЬ

В сплавах, содержащих более 5.1% КЬ, в результате закал' ки из жидкого состояния методом спиннингования формируется структура, которую можно описать, выделив в лея три характерные зоны по толщине ленты:

I. Дисперсные кристаллы у контактной поверхности;

II. Столбчатые дендритные кристаллы, перпендикулярные поверхности ленты в центральной области;

III. Дендриты у свободной поверхности, главные оси которых параллельны поверхности ленты.

На некоторых участках ленты указанных сплавов зона I от-отсутствует, что объясняется плохим тепловым контактом между закалочным блоком и расплавом. Несплошность зоны I приводит к тому, что дендриты зоны II отклоняются от направления, перпендикулярного к поверхности ленты. Это является причиной "веерообразного" расположения столбчатых дендритов у краев участков зоны I. По мере уменьшения толщины ленты (увеличения скорости охлаждения при ЗШС) доля зоны I увеличивается. В лентах сплавов 2 и 3 при скоростях охлаждения порядка 10° К/с присутствуют только дисперсные кристаллы .соответствующие зоне I.

При скоростях охлаждения порядка 103 К/с зона II является преобладающей независимо от содержания ниобия в сплаве. Ра-зветвленность дендритов этой зоны увеличивается с увеличением содержания ниобия. Наблюдаемую закономерность можно объяснить как увеличением концентрационного переохлаждения у фронта кристаллизации, так и увеличением скрытой теплоты кристаллизации по.мере перехода от дендритов на основе р-Со к дендритным структурам на основе фаз Лавеса. Рентгеновский анализ текстуры показал, что в лентах наблюдается аксиальная текстура с осью <100>, перпендикулярной поверхности ленты. Возникновение текстуры можно объяснить направленым ростом кристаллов зоны II.

Зона III в лентах сплавов с содержанием ниобия до 12.2% не является сплошной по всей свободной поверхности. Дендриты этой зоны преимущественно располагаются между "веерообразными"

кристаллами зоны II. Образование и рост кристаллов зоны III, по всей видимости, связаны с выделением скрытой теплоты кристаллизации перед фронтом растущих кристаллов зоны II. По мэре увеличения содержания Nb в сплаве выше 5.1% объемная доля кристаллов зоны III увеличивается. В лентах сплавов с содержанием Nb более 12.2& (дендриты на основе фаз Лавеса) зона III становится сплошной вдоль всея поверхности ленты.

Во всех исследованных сплавах по мере увеличения скорости охлаждения при ЗЖС сначала исчезает зона III затем II.

Результаты рентгеноструктурного анализа и дифракционной электронной микроскопии показали, что основной объем лент сплавов 1-3 занят кристаллами твердого раствора ниобия в р-Со. При скоростях охлаждения 1Cf-10e К/с однофазным являются только сплав 1.

В сплавах 2 и 3 помимо твердого раствора на основе р-Со присутствует фаза Лавеса. При скоростях охлаждения порядка 10* К/с эти сплавы неоднородны по толщине ленты по фазовому сос-составу. Твердый раствор в областях у контактной поверхности ленты обогащен ниобием по сравнению с областями у свободной поверхности, о чем свидетельствует увеличение периода решетки твердого раствора у контактной поверхности по сравнению со свободной. Анализ электронных микродифракционных картин от междендритных областей в этих сплавах указывает на существование в них дданнопериодной фазы Лавеса (слойность больше 4Н). Полученные результаты свидетельствуют о различии в условиях кристаллизации, связанном с разными величинами переохлаждения расплава по толщине ленты.

При скоростях охлаждения порядка 105-10" К/с максимальная растворимость ниобия в р-Со, оцененная по периоду решетки твердого раствора, составила 9% против 4.5%, соответствующих предельной равновесной растворимости.

На электронограммах от дендригов, представляющих собой пересыщенный твердая раствор на основе р-Со (ленты сплавов 2 и 3), присутствуют размытые экстрарефлексы от фазы Соэ№(Ыг). Эта фаза наблюдается в сплавах Co-Nb в виде частиц, выделяющихся в результате старения в интервале температур 600-850° С.

В то же время в образцах сплавов 2 и 3, полученных методом "молота и наковальни", данная фаза те была обнаружена. Исходя из этого можно предположить, что фаза СоэГЯэ(Ыг) образуется в ' результате распада пересыщенного твердого раствора в процессе остывания закристаллизовавшейся ленты после потери контакта с закалочным блоком.

В отличие от лент сплавов 2 и 3 (содержание № до 12.2%), в которых основной объем занят дендритами (З-Со, а междендритное пространство - фазой Лавеса, в лентах сплавов 4-7 (содержание КЬ более 12.2%) основной объем занят кристаллами фазы Лавеса. При этом однофазными являются только сплавы 5-7. В лентах сплава 4 в междендритном пространстве кристаллизуется р-Со, тогда как сами дендриты состоят из фазы Лавеса.

На рентгеновских дифрактограммах от сплавов 4,5 присутствуют линии, которые можно отнести к фазе Ь(С15) и сильно уширенные линии, которые можно отнести к фазе Ъ(С36). На мккроэлектронограммах от областей с фазой Лавеса наблюдали уширение части рефлексов и сплошные тяжи вдоль направления с* обратного прострэстза. Для интерпретации дифракционных картин от этих сплавов по предложенной в данной работе методике рассчитывали интенсивности рассеяния электронов от монокристаллов фаз А1, Ь и Аз вдоль направления с* обратного пространства и рентгеновские дифракционные спектры поликристаллов этих фаз в зависимости от плотности хаотических дефектов упаковки. Сопо-тавление расчетных спектров с экспериментальными показало, что в этих сплавах присутствует дефектная фаза Ъ с плотностью ХДУ а=0,3. Отжиг этих сплавов при температуре 1150°С (двухфазная область: р-Со + Хэ) приводит к уменьшению плотности ХДУ в фазе Аз. Величина а, рассчитанная из модельных спектров и по электронным микрофотографиям, составила 0,1.

Рентгеновский анализ быстрозакаленных сплавов с содержанием 33.4% и 35.9% № (сплавы 6 и 7) показал, что в них образуются, соответственно. Фаза )* со структурой типа М^ш(С15) и М структурой типа Мй2пг(С14>.

Таким образом в сплавах системы Со-Шз, полученных закалкой из жидкого состояния, по мере - увеличения концентрации ни-

обия наблюдается следующая смена структур фаз Лавеса: длинно-периодные структуры (слойность больше 4Н) =» дефектная фаза Ъ(С36) => фаза Дл(С15) ■» фаза Лд(С14).

РАСПАД ПЕРЕСЫЩЕННОГО ТВЕРДОГО РАСТВОРА В СПЛАВЕ Co-Ni-Nb

При закалке из жидкого состояния в сплаве фиксируется пересыщенный твердый раствор на основе ß-Co. Результаты резисто-метрического анализа показали, что распад в этом сплаве при нагреве после ЗЖС протекает в интервале температур 500-900 °С.

Методами рентгеноструктурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии установлено, что в результате распада пересыщенного твердого раствора на основе ß-Co выделяются фазы, различающиеся по структуре. На начальных стадиях распада образуются области размером 2-4 нм, упорядоченные по типу Lb. С увеличением времени выдержки при старении эти области укрупняются и выстраиваются в направлениях <100> решетки матрицы, образуя трехмерную модулированную структуру. Выделяющаяся фаза со структурой Ыг является метастабильной. На поздних стадиях старения начинаются процессы образования равновесной фа-, зы со структурой DOio. Из литературы известно, что промежуточная и равновесная фазы представляют собой соединение (Со.ГШзШэ. Таким образом в сплаве, полученном методом ЗМС, распад пересыщенного твердого раствора протекает по той же схеме, что и в сплаво после 3IC:

ß' ß' + (Co,Ni)aNb(Il2) ß + (Co,Ni)3№(D0ip) где: ß1 и ß - соответственно, метастабильный и равновесный твердые растворы на основе ß-Co.

При старении закаленного из жидкого состояния сплава в интервале температур 500-900°С выделение метастабильной фазы происходит по непрерывному механизму. Стабильная фаза обнаружена при температуре старения 600°С и выше, а механизм ее выделения зависит от температуры. В интервале 600-750°С эта фаза выделяется по прерывистому механизму, а при более высокой температуре - по непрерывному. Независимо от механизма выделе- ' •

нмя стабильная фаза х'уоот форгяу пластин. При непрерывном рас-падо эта пластины распределены равномерно по всему объему верна. В случае прерывистого распада они расположены в ячейках, которые прорастают от границы в тело зерна. В обоих случаях равновесная фаза D0»® и обедненпи.г твердый раствор на основе ß-Co находятся в ориентациопном соотносзшш:

(OO.I)DOip | (111>р И <11.0>1Ю« | <110>р .

В сплаве, полученном методом ЗКС, процессы распада как по прерывистому так и по непрерывному механизмам существенно ускоряется по сравнению с теки же процессами в сплаве, получением традиционным методом <ЗГС). При этом в закаленной из жидкого состояния сплаве наблюдается увеличение объемноа доли прерывистого распада. Известно, что ЗШС может приводить к значительному повышении плотности неравновесных вакансий в спла- -вах. Поэтому наблюдаемое ускорение непрерывного распада можно объяснить увеличением скорости диффузии благодаря повышенной концэтрации закалочных вакансий.

Для объяснения причин ускорения распада по прерывистому механизму была проведена оценка движущей силы прерывистой реакции в закаленном из жидкого состояния сплаве. Расчеты были сделаны для температуры 700°С. Суммарная движущая сила реакции в нашем случае может быть предстазлена в вида :

Р = Рх + Ру + Ро™-Рсг-Рг, (б)

где: Рх - химическая движущая сила распада; Ру - двжнуцая сила, связанная с упругими искажениями в матрице, возникающими благодаря выделению некоторой доли фазы L1«; Ро - энергия, затрачиваемая на созданий границы раздала между частицами новой фазы и матрицы; Рг - енергия, затрачиваемая на изгибание границы зерна; Ра™ - движущая сила, возникающая при растворении фазы LU и связанная с поверхностной энергией этой фазы.

Оцэнка движущей силы реакии, проведанная без учета Ру, показала. что величина Р отрицательная, т.е., что реакция прерывистого распада невозможна. Поскольку это противоречит экспериментальным данным, можно заключить, что упругие искажения в матрице, возникающие при выделении мета стабильной фазы LU, являются одним из основных факторов, влияющих на развитие

прерывистого распада в быстро закристаллизованном сплаве. Ускорение прерывистого распада можно объяснить увеличением упругих искажений в матрице за счет более полного (по сравнению со сплавом, полученным традиционным способом) распада по непрерывному механизму, прошедшего к моменту начала прерывистого распада. Увеличение объемной доли прерывистого распада в сплаве, подученном методом ЗЖС, объясняется уменьшением размера зерна по сравнению со сплавом, полученным традиционным способом, поскольку вероятность зарождения колония прерывистого распада пропорциональна протяженности межзернных границ, возрастающей с уменьшением размера зерна.

Результаты измерения микротвердости сплава, полученного методом ЗИС, после разных температурно-временных режимов старения указывают на то, что максимальное упрочнение сплава достигается на стадии выделения метастабильной фазы (Иг), изоморфной матрице. При этом максимальное значение твердости в быстрозакристзллизованном сплаве примерно вдвое выше, чем в сплаве, полученном тра; тционным методом. .

/ основные вывода

1. Показано, что морфология кристаллизации сплавов Co-Nb, полученных закалкой из жидкого состояния методом спиннингова-ния со скоростями охлаждения Ю'-Ю6 К/с, может быть описана следующими характерными структурными зонами: I - дисперсные кристаллы; II - столбчатые дендритные кристаллы, перпендикулярные поверхности ленты; III - дендригы, главные оси которых параллельны поверхности ленты.

Наличие той или иной зоны и ее протяженность определяются условиями теплоотвода в месте контакта расплава с охлаждающим барабаном и составом сплава. Увеличение скорсти охлаждения при .ЗЖС приводит к исчезновению сначала зоны III, затем II.

2.Закалка из жидкого состояния расширяет область существования твердого раствора на основе р-Со в системе Co-Nb. При скоростях охлаждения ICf-IO" К/с в твердом растворе фиксируется 9Ж Nb (при равновесной растворимости 4,5%).

3. В сплавах Со-ЛЬ, полученных метолом ЭКС, впервые обнаружены длиннодариодные фазы и фазы Лавеса с высокой плотностью дефектов упаковки. По мере увеличения содержания № наблюдается следующая смена структур фаз Лавеса: длиннопериодные структуры (слояность больше 4Н) •» дефектная фаза Ъ(С36) ■» фаза Аг{015) » фаза Лд(СИ).

4. Предложен способ моделирования дифракционных спектров фаз Лавеса при наличии в них хаотических дефектов упаковки (ХЦУ), позволяющий описать наблюдаемые дифракционные эффекты. Плотность ХЦУ, определенная в соответствии с предложенным способом расчета, совпадает с величиной, определенной по эле-эле ктронным микрофотографиям.

5. В закаленном из жидкого состояния сплаве Со-ГЛ-ЛЬ рас-распад пересыщенного твердого раствора на основе р-Со протекает в интервале температур 500-900°С по следующей схеме:

р* => р' + (Со,Л1)=Шз(ЫО |3 + (Со,Ш)аЛЬ(В0»р). Метастабильная фаза со структурой 11 г выделяется по непрерывному механизму во всем интервале температур .старения. Стабильная фаза со структурой Б0«> в интервале температур 600-750°С образуется по прерывистому, а при более высоких температурах -по непрерывному механизмам.

6. В сплаве, полученном методом ЗЖС, процессы'распада как по непрерывному, так и по прерывистому механизмам существенно ускоряются по сравнению со сплавом, полученным традиционным способом. Ускорение распада по непрерывному механизму предположительно связано с увеличением плотности неравновесных вакансий в результате ЭКС. Ускорение прерывистого распада можно объяснить повышением упругих искажений в матрице за счет более полного выделения из твердого раствора метастабильной фазы. Увеличение протяженности межзеренных границ благодаря измельчению зерен при ЭКС приводит к возрастанию объемной доли прерывистого распада.

• 7. Максимальные значения твердости сплавов, полученных методами ЭКС и ЗТС, достигаются в результате распада пересыщенного твердого раствора на основе р-Со на стадии выделения метастабильной фазы (И*), изоморфной матрице.

Основныо результаты работы содеркатся в публикациях:

1. Никотинев А.Б., Варли К.В., Скаков Ю.А., Шолохов Е.В. Особенности кристаллизации в сплавах Со-КЪ при закалке из жи-

v'дкого состояния // Известия Вузов, Цветная металлургия.-1990. -6.-С.116-11Т.

2. Скаков Ю.А., Варли К.В., Никотинев А.Б. Одномерно ра-зупорядоченные структуры фаз Лавеса в сплавах Co-Nb // 5 Всесоюзный семинар. "Структура дислокации и механические свойства металлов и сплавов", 1990.

МОСКОВСКИЙ ИНСТИТУТ СТАЛИ и С1ЩАБ0В Заказ . Объем --//. ,у. Тирах .-/рр Типография ЫИСиС/ ул.Ордкониквдзе, 8/9