книги / Строение и свойства металлических сплавов

шлифованного слоя, очевидно, связано с соответствующим изменением тонкой структуры. Проведенные рентгенографиче­

стабильность структуры поверхностного слоя металла. Это приводит к сложному характеру изменения коэффициента диффузии в шлифованном поверхностном слое металла в про­ цессе изотермического нагрева. На рис. 52 приведена временная

жке 30 мин), а затем монотонно уменьшается. Качественно ана­ логичная зависимость была получена для никеля при 500° С и для никелевого сплава при 700° С. В никеле, находящемся после высокотемпературного отжига (1000° С, 3 ч) в равновесном со­ стоянии, D остается постоянным, т. е. не зависит от времени выдержки. Уменьшение плотности дислокаций позволяет объяс­ нить ход кривой на рис. 52 после максимума. Труднее объяснить левую часть кривой— увеличение коэффициента диффузии на начальной стадии.

Можно полагать, что ускорение диффузии может наблюдать­ ся на начальных стадиях рекристаллизации (возврата) в связи

с процессом перемещения и аннигиляции дислокаций и образо­ ванием при этом большого числа избыточных вакансий. Наблю­ даемое явление может быть также связано с созданием развет­ вленной сетки субграниц и границ при полигонизации на на­ чальных стадиях первичной рекристаллизации.

Следует также отметить, что фазовые превращения могут ускорять диффузию. Так, например, самодиффузия железа в стали в условиях параллельно протекающего эвтектоидного пре­ вращения происходит значительно, почти на порядок, быст­

рее [120].

Очевидно, полученная временная зависимость является результатом сложного влияния на диффузию процесса рекри­ сталлизации. С одной стороны, когда имеет место параллельное протекание процесса диффузии и рекристаллизации, скорость диффузии может возрастать. С другой стороны, рекристаллиза­ ция, снимая эффект наклепа, уменьшает скорость диффузии. Следствием этого и является появление максимума на кривой. При более высоких температурах (700—900° С) даже при корот­ ких выдержках начальную стадию фиксировать не удается.

В соответствии с этим находятся данные, полученные в работе [121] при исследовании диффузии олова в р-титане. Была обнаружена временная азвисимость коэффициента диффузии: с увеличением выдержки при 1030° С подвижность олова умень­ шалась. Авторы объяснили это тем, что при отжиге умень­ шается плотность дефектов в титане.

По-видимому, во всех случаях, когда диффузия происходит в метастабильном металле, претерпевающем структурные измене­ ния, величина D будет изменяться во времени сложным образом.

Данные различных исследований показывают, что дефекты структуры, возникающие при механической обработке поверх­ ности, оказываются весьма устойчивыми и влияют на скорость диффузии даже при температурах, лежащих выше температуры рекристаллизации. Существенное значение имеет устойчивость этих нарушений, поскольку с повышением температуры степень дефектности может меняться. Здесь, по-видимому, играют роль факторы, зависящие от природы металла (решетки, электронной структуры) и его состояния, а также факторы, зависящие от условий получения металла (структуры, степени чистоты и т. д.).

Проявлением устойчивости дефектов структуры является эффект наследственности, зависящий как от природы металла, так и от его истории (подробно о наследственности см. гл. V). Например, показано («Париков), что скорость разупрочнения зависит от способа упрочнения металла: железные сплавы уп­ рочняли пластической деформацией, фазовым наклепом и облучением до одинаковой исходной плотности дислокаций. Ока­ залось, что скорость разупрочнения сплавов после фазового наклепа на несколько порядков меньше, чем после пластической деформации.

132

В работе [122] изучалось влияние температуры на эф­ фект ускорения диффузии в поверхностном слое различных металлов, подвергнутых шли­ фовке. Мерой устойчивости на­ клепанного состояния служила диффузионная проницаемость. Показано, что ускорение диф­ фузии в деформированном слое в металлах с г. ц. к. ре­ шеткой сохраняется при темпе­ ратурах, существенно превос­ ходящих температуру рекри­ сталлизации. Так, в никеле при температурах, соответствую­ щих весьма развитым стадиям рекристаллизации, наблюдает­

ся еще эффект ускорения диффузии в шлифованной поверхности

подобно никелю, влияние шлифовки на диффузию сохраняется еще после нагрева до 0,7ГПЛ, хотя по абсолютной величине эф­ фект меньше. Между тем в железе после начала рекристаллиза­ ции (при 0,45ГПЛ) предварительное шлифование практически не влияет на диффузию.

Такое различие, очевидно, связано с различием в дислока­ ционной структуре и изменением ее при нагреве. Рентгеновские исследования показали, что после шлифования плотность дисло­ каций в никеле и железе примерно одинакова, а после нагрева до 0,5 Гпл в железе на порядок ниже, чем в никеле. Очевидно, в a-железе, а также в хроме и молибдене — металлах с о. ц. к.

дефектов упаковки. Никель и медь имеют относительно низкую энергию дефектов упаковки, поэтому и аннигиляция дислокаций в них затруднена; плотность дислокаций и упрочнение, вызван­ ное деформацией, медленнее снимаются при нагреве. Поэтому еще при достаточно высоких температурах удается регистриро­ вать повышенную скорость диффузии в приповерхностном шлифованном слое этих металл ж.

Следует ожидать влияния )става сплава на изменение ско­ рости диффузии в поверхност юм деформированном слое при иагреве, поскольку от состава зависят возникающая при дефор­ мации дефектная структура и .е стабильность.

133

Было проведено сравнительное исследование самодиффузии

ЖС6К (Ni — Сг — Ti — А1 — М о— W). Диффузионная подвиж­ ность нихрома и Х20Н80ТЗ исследовалась при температурах: 700° С и ЖС6К при 850° С на образцах, подвергнутых шлифовке. Измерения показали, что с увеличением легированности сплава уменьшается влияние поверхностной обработки на ускорение диффузии в поверхностном слое. Так, отношение Dmj D uosl при

установлены следующие температуры рекристаллизации в шли­

составляет 1,5; 1,1; 0,8 и 0,9 соответственно. Очевидно, что срав­ нительная оценка ускорения диффузии в шлифованной поверх­ ности сплавов при значениях температуры, составляющих одинаковую долю от температуры рекристаллизации, позволила бы обнаружить еще более сильное влияние состава.

Если принять, что за ускорение диффузии ответственны дефекты, возникающие в результате механической обработки, то очевидно, что число дефектов, которые могут приводить к уско­ рению диффузии, в поверхностном слое сплава меньше, чем в поверхностном слое чистого металла. Следовательно, легирова­ ние сплава— один из возможных путей улучшения состояния поверхности в этом специфическом смысле.

Большая диффузионная подвижность, возникающая в ре­ зультате деформации, должна оказывать значительное влияние

вредным изменениям.

Так, было показано (Ольшанская), что окисление никеля в воздушной атмосфере идет значительно быстрее в образцах с деформированной поверхностью даже при температурах выше температуры рекристаллизации. Естественно, большое значение имеют возможности улучшения состояния поверхности, способы замедления диффузионных процессов в поверхностном слое металла.

Было исследовано влияние предварительного отжига (600— 1000° С, 1 ч) на диффузию никеля в поверхностном слое шлифо­ ванных образцов сплава Х20Н80ТЗ. При нагреве в поверхност­ ном слое протекают процессы, оказывающие влияние на диффузию. Старение, в результате которого выделяются частицы второй ф-азы, может ускорить диффузию за счет образования межфазовых границ. С другой стороны, предварительный отжиг, снимая эффект наклепа, естественно, замедляет диффузию.

134

Привлекает внимание тот факт, что D после отжига при 1000°С значительно больше, чем D после электрополировки. По-видимому, это связано с различием в структурном состоянии поверхностного слоя после указанных обработок. Из сопоставле­ ния авторадиограмм, полученных после диффузии в поверхност­

1000° С) в образцах, подвергнутых шлифовке.

Известно, что в процессе предварительного отжига на поверхности исследуемых образцов возникает окисная пленка, которая может влиять на скорость диффузии в поверхностном слое металла. Было показано, что окисная пленка на шлифован­ ных образцах замедляет диффузию, а на полированных ускоряет.

Можно предположить, что структура окисла в данном слу­ чае более дефектна, чем равновесная структура никеля, так как окисел наследует дефекты деформированной металлической под­ ложки. Однако она менее дефектна, чем структура деформиро­ ванного (шлифованного) металла. Поэтому диффузионные процессы в окисной пленке должны протекать быстрее, чем в полированном металле, и медленнее, чем в металле, подвергае­ мом шлифовке.

По-видимому, тонкая окисная пленка оказывает существен­ ное влияние на скорость диффузии в поверхностном слое. Ис­ следования показали, что диффузионная проницаемость никеля

иникелевых сплавов при наличии пленки, специально нанесен­ ной на шлифованную поверхность, и без нее различна. Оказа­ лось, что тонкая (<1 мкм) пленка окиси алюминия тормозит развитие диффузионных процессов в поверхностном слое никеля

исплава Х20Н80ТЗ. Так, при 700° С эта пленка замедляет

скорость самодиффузии в шлифованном слое никеля в 10 раз. В сплаве Х20Н80ТЗ наблюдается еще большее замедление диф­ фузионных процессов — в 300 раз при 800° С. Еще больший эффект был обнаружен при наличии специально нанесенного на поверхность двойного окисла: окиси алюминия и окиси иттрия.

при наличии на его поверхности такой окисной пленки связано,

Ш

э

причем самый больший размер их ~ 0,1 нм (1 А). Поэтому для

о

прохождения ионов никеля диаметром 0,148 нм (1,48 А) потре­ буется большая энергия активации диффузии, чем при движении этих ионов через решетку NiO: 234,5 кдж/г-атом (56 ккал/г-атом) . Энергия активации диффузии никеля в шпинели NiAl20 4 со­ ставляет 230,3 кдж/г-атом (55 ккал/г-атом) . Следовательно, диффузия атомов никеля в окисной пленке, состоящей из А12Оа и NiAl20 4, должна быть затруднена по сравнению с деформиро­ ванной решеткой никеля Q = 167,5 кдж/г-атом (40 ккал/г-атом).

Таким образом, создав на поверхности деформированного металла тончайшие окисные слои надлежащего состава, можно сильно замедлить диффузионную подвижность и, следовательно,, изменить свойства поверхностных слоев металла.

Исследование топографии диффузионных потоков в металлах методом электронномикроскопической авторадиографии

Полное описание диффузии в реальном металле должно предусматривать вычисление из суммарного коэффициента диффузии парциальных коэффициентов диффузии по определен­ ным дефектам структуры с учетом плотности и топографии дефектов.

Весьма перспективным методом исследования локальных диффузионных процессов является электронномикроскопическая авторадиография (см. гл. XI). Этот метод, обладающий большой чувствительностью, позволяет одновременно исследовать тонкие детали металлической структуры и распределение в них радио­ активных атомов. При этом, чтобы исключить влияние всех про­ цессов, кроме диффузионных, лучше использовать явление самодиффузии.

Вдоль дислокационной линии диффузия может происходить быстрее, чем в идеальной решетке, по следующим причи­ нам [123]:

1)из-за повышенной концентрации примеси на дислокациях (неприменимо для самодиффузии);

2)из-за существования отрицательного давления на одной стороне дислокаци-и, имеющей краевую компоненту;

3)из-за того, что частота перескока атомов около’ ядер дислокаций — в местах относительно беспорядочного расположе­ ния атомов — более высокая;

4)из-за того, что концентрация вакансий вблизи дислокаций

может быть повышенной.

Для наблюдения диффузии по дислокационым трубкам была выбрана следующая схема опыта. На поверхность образца сплава N1 + 0,1% Ti после отжига в течение 10 ч при 1050° С и электрополировки гальванически высаживали тонкий (около 0,1 мкм) слой радиоактивного N163 Затем образцы отжигали в

136