Схема образования указанных нитридов н нх кристаллическая структура представлены на рис. 33.

Азотистый аустенит (у-N) имеет г. ц. к. решетку, атомы азота в которой распределяются в центре куба неупорядоченно вплоть до 12 % (ат.), что соответствует занятию примерно половины центров всех элементарных решеток. Прн медленном охлаждении из него может выделяться нитрид Fe4N(Y). имеющий аналогичную с аустенитом г.ц.к

-Н аустенит

>- -

Закалка

Отпуск

ОС-И мартенсит

к---

а-феррит

j-Humpud FeifN

Отпуск

а -нитридг%.1

Рис. 33. Кристаллическая структура фаз и схема фазовых превращений при термической обработке в азотистых сталях

структуру, НО в которой атомы азота расположены упорядоченно. Азотистый мартенсит (а-N), образованный прн закалке из аустенитного состояния, имеет структуру, подобную закаленной углеродистой стали, т. е. структура представляет объемноцентрированную тетрагональную решетку. Атомы азота расположены в ней упорядоченно на гранях тетрагоиальности. При отпуске такого мартенсита образуется нитрид FeieNi-a (а ) и получается феррит (а).

Нитрид Fei6Ni-2 (а ) имеет сложную элементарную ячейку, кото-, рая может быть представлена состоящей из восьми искаженных о.ц.к! ячеек исходного мартенсита или как псевдоаустеннтная г. ц. к. структура (X. Дж. Гольдшмидт). Эта фаза имеет широкую область гомогенности - от FegN до FeieN. В основном старение стали вследствие образования нитридов обусловлено этим типом ннтрнда. В процессе длительных выдержек Fei6Ni-2 превращается в Fe4N.

Прн одновременном присутствии в стали азота н углерода возможно замещение части атомов углерода азотом в цементите.

Ннтрнды марганца подобны нитридам железа. Нитрид алюминия - одни из наиболее стойких нитридов в стали. Алюминий относится к непереходным металлам н его нитрид нельзя относить к фазам внедрения. Нитрид A1N имеет искаженную гексагональную решетку типа вюрцнта и с другими нитридами не дает комплексных соединений в стали.

Введение алюминия в азотистую сталь предпочтительнее. По сравнению с другими нитридами нитрид алюминия будет образовываться до тех пор, пока для этих целей будет достаточно в стали алюминия.

Глава VI

ИНТЕРМЕТАЛЛИДЫ

Фазы, образующиеся в результате взаимодействия основного компонента сплава с легирующими элементами или легирующих элементов между собой, называются и н т е р -металлическими соединениями или интер-металлидами.

В настоящее время в сплавах обнаружено примерно 1300 интерметаллических соединений, которые кристаллизуются в 200 типов структур.

Отличительным признако1а интерметаллических соединений является наличие у них новой кристаллической решетки, отличной от решеток, составляющих фазу компонентов.

Важно отметить, что структура, устойчивость, температурные и концентрационные области существования ин-терметаллидов определяются совокупным действием электронной структуры, электрохимического и размерного факторов.

Интерметаллиды оказывают определяющее влияние на упрочнение в аустенитных и мартенситностареющих сталях, многих жаропрочных сплавах на никелевой и кобальтовой основах, а также на свойства жаростойких защитных покрытий. В ряде жаропрочных сплавов содержание интерметаллических фаз может достигать 55-65 %.

В перечисленных материалах различают следующие группы интерметаллических соединений: электронные соединения, 0-фазы, фазы Лавеса, геометрически плотноупакованные фазы.

1. Электронные соединения

Электронные соединения или фазы Юм-Розери имеют характерные для металлических элементов структуры типа о. ц. к., г. ц. к., г. п. у. В этих соединениях структура образующихся фаз в основном определяется электронной концентрацией, т. е. отношением числа валентных электронов к числу атомов в элементарной ячейке. При образовании этих соединений металлы переходных групп обнаруживают переменную валентность, что обусловлено перекрытием й- и s-уровней.

При отношении числа валентных электронов к числу атомов в решетке, равном 3/2, интерметаллические соединения образуют р-фазы с о. ц. к. структурой или со слож-

ной кубической решеткой. К ним относятся, например, алюминиды переходных металлов - FeAl, CoAl и NiAl и сплавы на их основе. Перечисленные интерметаллиды обладают металлическими свойствами, однако участие d-электронов в межатомной связи предопределяет появление ковалентной составляющей.

Свойства интерметаллидов этого типа можно проиллюстрировать на примере моноалюминида никеля и твердых растворов на его основе. Моноалюминид никеля NiAl характеризуется высокой температурой плавления (1638°С), большой теплотой образования, высокой энергией упорядочения. Кристаллы обладают сильной анизотропией свойств и весьма хрупки. Никельалюмиииевые Р-сплавы обладают высокими характеристиками прочности прн повышенных температурах (до 900--1000°С), высокой стойкостью против окисления и газовой коррозии, малой диффузионной подвижностью атомов в решетке, обеспечивающей стабильность структуры до высоких температур. Эти свойства позволяют использовать эти соединения в качестве жаропрочных и жаростойких материалов и покрытий.

В промышленных сталях и сплавах, которые являются сложиоле-гнроваииыми многокомпонентными системами, нитерметаллические соединения, особенно однотипные, могут образовывать широкие области твердых растворов, свойства которых могут значительно изменяться. Так, в сплавах Fe-Ni-А1 имеется широкая область гомогенных Р-фаз между двойными соединениями Fe-А1 н NiAl.

При увеличении в электронных соединениях содержания многовалентного элемента происходит изменение симметрии решетки: при концентрации электронов на атом 21/13 образуется структура у-латуни, содержащая 27 деформированных о. ц. к. ячеек, а при концентрации 7/4 - е-латунн с гексагональной плотио)гааковаииой структурой. Эти фазы встречаются в цветных и прецизионных сплавах.

2. Сигма-фазы

а-фазы и родственные им соединения образуются переходными металлами и имеют тетрагональные или сложные ромбоэдрические элементарные ячейки, структура которых характеризуется наличием плотноупакованных слоев атомов, смещенных по отношению друг к другу и расположенных на относительно больших расстояниях. Такие фазы и родственные им соединения иногда называют топологически плотноупакованными.

Впервые а-фаза типа РеСг была обнаружена в желе-зохромистых сплавах как хрупкая составляющая. Она имеет тетрагональную решетку с элементарной ячейкой из 30 атомов, аналогичную решетке урана.

Как для электронных соединений, так и для а-фаз невозможно установить определенный состав, поэтому существование этих фаз обычно связывают с определенными значениями электронной концентрации. Расчеты электрон-

Таблица 2. Характеристика а-фаз некоторых систем (по данным разных авторов)

ной концентрации с учетом s- и d-электронов дают 6,5- 7,4 электронов/атом в большинстве известных а-фаз (табл. 2), что позволяет считать эти фазы определенной группой электронных соединений. Установлено также, что а-фазы образуются элементами при различии атомных радиусов R R0 8 % (в системе Со-Мо-до 12 %).

Области существования а-фаз по концентрации и по температурам зависят от положения элементов в периодической системе Д. И. Менделеева: в системе Fe-Мо до 1400°С, в Fe-Сг до 820 °С, выше которых они растворяются в твердом растворе. В а-фазах двухкомпонентных систем могут легко растворяться атомы других переходных элементов.

В промышленных сталях и сплавах встречаются как а-фазы относительно простого состава (например, в сталях типа Х25 а-фаза типа FeCr), так и сложнолегирован-ные композиции (например, в дисперсионно-твердеющих сложнолегированных сталях а-фазы, содержащие Fe, Сг, Мо, Ni). В жаропрочных сплавах на никелевой основе а-фазы имеют состав (Сг, Mo);c(Ni, Co)j где л и г/ могут изменяться от 1 до 7.

Выделение а-фазы происходит при длительных выдержках в интервале температур 500-900 °С и является причиной сильного охрупчивания сталей и сплавов, уменьшает их пластичность и прочность.

Возможность существования а-фаз в двойных системах -переходных металлов, по данным Д. Блума и Н. Гранта, следующая: Сг-Fe, Сг-Мп, Сг-Со; V-Мп, V-Fe, V-Со, V-Ni; Мо-Fe, Мо-Со.

800 -

Кинетика образования а-фаз обычно описывается С-об-разной кривой (рис. 34), положение которой определяется составом сплава и его предысторией (литое или деформированное состояние, режим предварительной термической обработки, напряженное состояние и т. д.).

Вредное действие а-фаза оказывает на жаропрочные сплавы. Из-за присутствия а-фазы резко снижается длительная прочность, так как большие количества тугоплавких элементов-упрочнителей выводятся из матрицы сплава. Кроме того, разрушение при повышенных температурах происходит предпочтительно вдоль границ а-фазы, которые служат источниками зарождения и распространения трешин, ведущих к хрупкому разрушению.

Кроме а-фазы, в сталях и сплавах обнаружено много других подобных сложных фаз, существование которых также определяется в основном электронной концентрацией, т. е. отношением числа валентных электронов к числу атомов в ячейке. К ним относятся: ц-, Х-, Р- и ?-фазы. Указанные фазы были обнаружены во многих сложнолегированных сталях и сплавах. Во всех случаях присутстйие их в структуре вредно сказывается на свойствах сплавов, поэтому при разработке новых сплавов проводят специальные исследования, чтобы исключить (или по крайней мере резко ограничить) возможность их обра--зования в процессе производства или эксплуатации.

10 lgr,4

Рнс. 34. Изотермическая диаграмма образования с-фазы в жаропрочном сплаве на никелевой основе (Ч. Снмс):

/ - а-фаза отсутствует; 2 - с-фаза выдели етсн

3. Фазы Лавеса

Интерметаллические соединения состава А2В называют фазами Лавеса. Эти фазы обычно имеют кубическую или гексагональную структуру. Они могут образовываться компонентами, расположенными в любом месте периодической системы.

Исследование большого числа фаз Лавеса показало, что основным фактором, определяющим их образование, является соотношение атомных размеров компонентов. Не-

смотря на главную роль размерного фактора при образовании фаз Лавеса, важное значение в их стабильности играет электронная концентрация, которая определяет, какая из возможных структур образуется, а также каковы размеры их областей гомогенности, хотя последние, как правило, незначительны.

Наиболее часто образуются в сталях и сплавах следующие интерметаллические фазы Лавеса: РегА!, 2г2А1, РегМо, CoaTi, NiaTa, (Ре, Si)2Mo, Pe2(Ni, Nb) и др. Их присутствие часто сопровождается охрупчиванием при комнатной температуре, но менее опасно при повышенных температурах.

Более того, во многих теплостойких и жаропрочных сплавах удается использовать фазы Лавеса для упрочнения без существенного снижения вязкости и хрупкой прочности.

4. Геометрически плотноупакованные фазы

Эти фазы или соединения типа АъВ представляют собой выделения упорядоченных г.ц.к. (7), о.ц.т. (7 ) и гексагональных плотноупакованных т1-фаз из аустенитных матриц.

Выделение этих фаз представляет собой одно из наиболее благоприятных явлений, так как оно позволяет достигать значительного упрочнения, стабильного при высоких температурах без заметного охрупчивания сплавов.

В соединениях типа АъВ более электроотрицательные элементы - такие, как Ре, Со, Ni, соответствуют элементу Л, а такие как А1, Ti, Nb,- элементу В. Обычно в никелевых жаропрочных сплавах основная упрочняющая 7-фаза представляет собой соединение на основе NisAl.

В этой фазе могут растворяться в значительных количествах различные легирующие элементы. На рис. 35 представлен разрез тройной системы никеля и алюминия с другими элементами, показывающий степень возможного замещения и участия элементов в образовании 7-фазы. Кобальт замещает никель, титан, ниобий, ванадий, тантал - алюминий, а молибден, хром и железо, по-видимому, могут замещать как позиции никеля, так и алюминия, что отражается на положении соответствующих фазовых областей.

7-фаза является упорядоченной, причем дальний порядок сохраняется почти до температуры плавления (1385°С). Уникальным свойством 7-фазы является увеличение проч-