Файл: Копецкий, Ч. В. Структура и свойства тугоплавких металлов.pdf

173

Рис. 76. Зависимость предела прочности некоторых отечественных молибденовых сплавов от температуры:

174

b o b наблюдаются три интервала .в ходе изменения пре­ дела 'Прочности с температурой, как это отмечено для молибдена А. П. Гуляевым и Н. Н. Моргуновой [102]. Первый интервал—примерно до 600°С—характеризу­ ется резкам падением прочности, сопровождающимся столь же резким ростам пластичности. Второй интер­ вал-средних температур от 600 до 1400—160О°С— характерен слабой зависимостью прочности и пластич­ ности от температуры. В этом интервале наиболее силь­ но сказывается влияние состава сплава и его структур­ ного состояния на механические свойства. И, наконец, третий интервал — выше 1500—1800°С, когда прочность всех малолегироваиных сплавов молибдена почти не раз­ личается, а зависимость прочности от температуры для некоторых сплавов более резкая, чем во втором интер­ вале. Для этого интервала температур наибольшую прочность показывают сплавы, легированные значитель­ ным количеством элементов, вызывающим повышение температуры плавления сплавов.

Поведение сплавов, упрочненных добавками нитрида циркония или добавками рения, отличается сохранени­ ем высоких значений прочности до более высоких тем­ ператур.

Исследованные и производимые в настоящее время жаропрочные сплавы молибдена могут быть разделены на несколько групп.

Малоуглеродистые низколегированные сплавы молибдена

В эту группу могут быть включены сплавы М о—0,5

ЦМ-2А, ВМ-1 и ВМ-2 нижний предел содержания угле­ рода не лимитируется, а в технических условиях на сплавы TZM и Мо — 0,5Ті номинальное содержание уг­ лерода не определено вообще. Содержание легирующих добавок (элементов IV группы — титана и циркония) колеблется в пределах 0,07—0,5 и 0,007—0,4% (по мас­ се) соответственно (сплав Мо — 0,5 Ті легирован толь­ ко титаном). Высокая прочность и жаропрочность этих сплавов определяются механизмом твердорастворного упрочнения вследствие образования твердых растворов титана и циркония в молибдене, а также дисперсного уп­

175

рочнения, связанного с выпадением дисперсных частиц карбида титана и циркония. По мнению А. П. Гуляева и Н. Н. Моргуновой, ,в минимально легированном сплаве ЦМ-2А повышенная прочность определяется главным образом твердорастворным механизмом упрочнения [102]. Вилкокс и Гилберт показали [136], что упроч­ нение молибденовых сплавов типа TZM в результате выделения карбидных частиц находится в хорошемсо­ ответствии с механизмом упрочнения Орована, описыва­ ющим упрочнение как результат влияния тонкодиспер­ сных недеформируемых выделений в структуре.

Природа структурных составляющих ;в .молибдено­ вых сплавах этой группы и их устойчивость рассмотрены во многих работах. Электролитическое выделение кар­ бидов из сплавов на молибденовой основе, легирован­ ных 0,2% Zr при содержании 0,025—0,03% (по массе) С, показало, что в результате отжига при 2000°С, 3 ч осно­ ву образцов осадка составляет карбид Мо2С. Отжиг этих же образцов при 1600°С. в течение 1 ч приводит к тому, что остаток почти полностью состоит из карбида ZrC с небольшой примесью Мо2С [ПО]. Существенное измене­ ние количества выделившихся карбидных фаз, их рас­ пределения, формы и размеров в зависимости от терми­

устойчив в интервале температур до 1650°С, выше этой температуры находится интервал устойчивости карбида ZrC и, наконец, выше 1800—1900°С до температуры эвтектики.устойчив карбид Мо2С.

В сплавах .молибдена о углеродом, содержащих от 0,014 до 0,07% С, наблюдаются включения Мо2С эвтек­ тического происхождения и вторичные карбиды, образо­ вавшиеся при распаде твердого раствора. При наличии эвтектики, как показано в работе [111], распад носит ге­ терогенный характер с преимущественным образованием выделений на дислокациях и границах зерен. Вилкокс и

О

между выделившимися частицами ~ 300 нм (3000 А).

176

И. Н. Моргунова нашла, что часть карбидов молиб­ дена, образовавшихся за счет избыточного против преде­ ла растворимости количества углерода при температуре обработки, располагается в виде цепочки на существую­ щих границах раздела фаз и зерен. Карбиды молибде­ на. Rhinaлающие из жидкой фазы по эвтектической реак-

Рис. 77. Примерные температурные области стабильно­ сти карбидов в молибденовом сплаве TZC [96, с. 289—314]. Относительное количество карбидной фазы:

/ - —незначительное; / / —среднее; / // — большое

цпи при содержании углерода в сплаве более 0,02%, также располагаются .почти сплошной цепочкой крупных включений по границам зерен, резко снижая пластич­ ность сплавов [112].

Карбиды титана и циркония выпадают .в виде значи­ тельно более мелких включений и находятся главным образом в объеме зерна. Резкое изменение растворимо­ сти углерода с температурой и наличие температурных интервалов устойчивости различных карбидов определя­ ют возможность использования термической обработки сплавов молибдена с целью изменения их структуры и свойств. При этом в первую очередь используется воз­ можность дисперсионного твердения в низколегирован­ ных молибденовых сплавах.

Систематическое исследование структурных превра­ щений в низколегированных молибденовых сплавах Мо+ +0,1% ТІ+0,04% С; Мо+0,2% Zr+0,025% С и Мо+ +0,5% Ш+0,025% С показало, что в этих сплавах, бы­ стро охлажденных от 2000°С, последующее старение вы­ зывает интенсивное дисперсионное твердение [112]. На­ иболее активно процесс старения протекает в сплаве, легированном цирконием, и слабее всего в случае легиро­ вания титаном. Максимум интенсивности процесса ста­ рения отмечается при 1600°С. Н. Н. Моргунова отмеча­ ет, что при распаде раствора в сплаве Мо — С — Zr на­ блюдается выделение высокодисперсных равномерно распределенных по зерну частиц ZrC и растворение круп­ ных частиц карбида МоаС, цепочкой располагающихся по границам зерен в закаленном сплаве. На рис. 78 [112] показано изменение удельного электросопротивления и твердости исследованных 'молибденовых сплавов при старении. Видно, что наиболее интенсивно этот процесс протекает в сплаве, легированном цирконием.

По данным работы [ 113], в сплаветипа TZM [0,008— 0,011% (іпо массе) С; 0,14—0,21 % (по массе) Ті и 0,12% (по массе) Zr], выплавленном гарниссажной плавкой и деформированном при 1000°С, после нагрева в интерва­ ле температур 1100—2000°С наблюдаются два темпера­ турных интервала старения, различающиеся морфологи­ ей и составом выделяющихся фаз. Низкотемпературный интервал старения (начиная с 1300°С), іпо-впдимому, связан с исчезновением ячеистой структуры и пересы­ щением сплава примесями атомов внедрения из-за уменьшения площади субзеренных границ, на которых преимущественно располагаются эти атомы. Авторы предполагают, что выделившаяся фаза является слож­ ными карбидами титана и циркония. Второй интервал старения наблюдается при 1900—2000°С и сопровожда­ ется выделением, по-видимому, карбида молибдена Мо2С.

Отмечают [55, с. 5—13], что в горячедеформированном сплаве ВМ-1 отжиг при температуре 1300°С в тече­ ние 2 ч ведет к распаду твердого раствора, сопровожда­ ющемуся выделением карбида циркония и других слож­ ных фаз с неидентифицированной структурой.

Предпринимаются попытки повысить свойства спла­ вов молибдена, .в частности его высокотемпературные ха-

178

рактёрнсти'ки и пластичность, термической обработкой. Так, для повышения высокотемпературных характерис­ тик .полуфабрикатов из сплава TZM рекомендуется при­ менять закалку слитков или заготовок после первой горячей деформации [96, с. 248—274]. Улучшение свойств сплава после закалки может быть связано с

0,5% HF — расчетное количество)

сплава ВМ-1 М. В. Мальцев и др. рекомендуют применять двухстадийный отжиг [55, с. 5—13]. Первая стадия — нагрев до 1350°С, 2 ч — обеспечивает получение равно­ мерной мелкозернистой рекристаллизованной структуры. Вторая стадия — нагрев до 1600°С, 30 мин — обеспечи­ вает растворение и коагуляцию высокодиеперсных выде-

лений. При такой обработке получаются весьма пластичные полуфабрикаты из модифицированного сплава ВМ-1, например прессованные и отожженные трубы 40X3 мм при комнатной температуре имеют o])=40-f-68% и б до

50—57%.

УслоВный номер сплава

Рис. 79. Схема изменения температуры рекристаллизации и ЮО-ч длительной прочности тори 1400°С ре,кристаллизованных образцов сплавов «а основе молибдена в зависимости от содержания леги­ рующих элементов [114]:

180