Микроструктура поверхностных слоев титана, модифицированных воздействием компрессионными плазменными потоками

Тепловое воздействие компрессионного плазменного потока на титан, а также легирование его приповерхностного слоя атомами металлов способствуют модифицированию его микроструктуры. Исследование особенностей микроструктурного состояния осуществлялось с помощью РЭМ на поперечных сечениях, которые для эффективного выявления зеренной структуры подвергались химическому травлению в электролите следующего состава: HF - 0,5 мл, HN03- 2,5 мл, НС1 - 1,5 мл, Н20 - 2,5 мл. Время травления составляло 5 с.

На примере системы Cr/Ti выявлено формирование многозонной структуры приповерхностного модифицированного слоя, образующейся в результате воздействия КПП (рис. 5.25), которая ранее была зафиксирована при обработке сталей [218].

Верхний слой толщиной 1-2 мкм представляет собой азотированный слой, формирующийся, как было описано выше, в результате диффузии азота из остаточной атмосферы в расплав титана с его последующей кристаллизацией. Толщина этого слоя определяется исключительно плотностью поглощенной энергии, с повышением которой толщина такого слоя уменьшается.

Далее следует легированный слой, толщина которого изменяется от 10 мкм при 13 Дж/см2 до 20 мкм при плотности поглощенной энергии 35 Дж/см2 (для случая легирования атомами

РЭМ-изображение поперечного сечения системы Cr/Ti после воздействия КПП при Q = 23 Дж/см

Рис. 5.25. РЭМ-изображение поперечного сечения системы Cr/Ti после воздействия КПП при Q = 23 Дж/см2

хрома). Данный слой характеризуется игольчатой микроструктурой мартенсита, формирующегося при охлаждении. Так как концентрация хрома в легированном слое при всех плотностях поглощенной энергии недостаточна для полной стабилизации высокотемпературной фазы и происходит выделение мартенситной фазы, то наблюдаемая игольчатая структура характерна для обработанной системы Cr/Ti при всех плотностях поглощенной энергии.

Ниже располагается зона термического влияния - слой с полиэдрическими зернами, для которых характерны «оборванные» межзеренные границы. Толщина такого слоя составляет 20-30 мкм, и его формирование происходит в результате охлаждения из (3-области, в которой не достигается температура плавления. Следовательно, фазовый состав данного слоя представлен исключительно a-фазой титана без легирующих атомов. Средний размер зерен в этом слое составляет 10-20 мкм и обусловлен в первую очередь рекристаллизационными процессами.

Детальное исследование микроструктуры легированного слоя титана позволило выявить ячеистую форму кристаллических зерен (рис. 5.26), которая также ранее наблюдалась в легированных с помощью КПП слоях стали [219, 220].

Как правило, описание процесса формирования такой ячеистой структуры возможно в рамках модели концентрационного переохлаждения расплава, которое реализуется при выполнении условия [181]:

РЭМ-изображения поперечных сечений системы Mo/Ti, обработанной КПП в атмосфере азота при Q= 13 Дж/см (а) и Q - 35 Дж/см (б)

Рис. 5.26. РЭМ-изображения поперечных сечений системы Mo/Ti, обработанной КПП в атмосфере азота при Q= 13 Дж/см2 (а) и Q - 35 Дж/см2 (б)

где G - градиент температуры в расплаве вблизи фронта кристаллизации; V - скорость кристаллизации; т - наклон кривой ликвидус; Cs(0) - концентрация примеси в твердой фазе вблизи фронта кристаллизации; к0 - равновесный коэффициент распределения примеси в расплаве; DL - коэффициент диффузии примеси в жидкой фазе.

Так как кристаллизация расплава титана после воздействия на него КПП является неравновесной ввиду высокой скорости охлаждения, коэффициент распределения примеси в расплаве титана не достигает своего равновесного значения, а процесс перераспределения примеси в титане характеризуется эффективным коэффициентом [180, 181]:

где V - скорость кристаллизации расплава; 8 - толщина граничного диффузионного слоя.

Кристаллизация расплава титана после воздействия КПП осуществляется при скорости охлаждения ~107 К/с, наряду с которой имеется высокий градиент температуры в расплаве, составляющий ~107 К/м (табл. 3.2). В этих условиях диффузионные процессы не успевают выравнивать концентрацию примесных атомов по всему объему расплава, и в результате состав расплава непосредственно у фронта кристаллизации отличается от состава вдали от него.

Изменение состава расплава у фронта кристаллизации приводит к тому, что расплав перед фронтом кристаллизации находится при температуре более низкой, чем его равновесная температура, и, следовательно, является переохлажденным.

Выражение (5.14) позволяет определить минимальные значения скорости кристаллизации при фиксированном значении градиента температуры, необходимые для существования концентрационного переохлаждения на фронте кристаллизации. В табл. 5.3 представлены минимальные скорости кристаллизации расплава титана в присутствии 5 ат.% примесных атомов при градиенте температуры 107 К/м.

Таблица 5.3. Параметры кристаллизации расплава титана в присутствии 5 ат.% легирующих элементов

Легирующие атомы

к0

Kff

т, К

Vmin, м/с

Сг

0,6

0,9

-900

0,0027

Ni

0,2

0,6

-2000

0,0002

Мо

2,0

1,0

1300

0,0023

Zr

0,6

0,9

400

0,0055

А1

0,9

0,9

300

0,0443

Согласно численным расчетам, проведенным в главе 3, кристаллизация расплава титана после воздействия КПП при Q - 13-35 Дж/см2 происходит со скоростью 1 м/с, следовательно, при всех режимах воздействия в системе реализуется его концентрационное переохлаждение.

Вследствие существования зоны переохлажденного расплава у поверхности раздела макроскопически плоская поверхность раздела жидкой и твердой фазы становится неустойчивой относительно поверхности, имеющей ячеистую структуру. В результате случайно возникающие изменения формы поверхности раздела не исчезают, а увеличиваются. Появление выступов на межфазной границе вызывает боковую диффузию примесных атомов, вследствие чего их концентрация вблизи выступов уменьшается, а, соответственно, равновесная температура кристаллизации возрастает. Вследствие этого границы ячеек продвигаются быстрее плоской поверхности, и на завершающем этапе кристаллизации расплава фиксируется ячеистая структура [181].

Средний поперечный размер формирующихся ячеек может быть оценен по следующему выражению [181]:

где D - коэффициент диффузии примесных атомов в расплаве титана; V - скорость кристаллизации; у - удельная поверхностная энергия на межфазной границе (для титана 1,5 Дж/м2 [178]); G - градиент температуры; AS - изменение энтропии системы в результате кристаллизации.

Изменение энтропии в результате кристаллизации может быть представлено следующим образом [180]:

где АН - скрытая теплота фазового перехода; Тт - температура фазового перехода.

При средней скорости движения фронта кристаллизации 1 м/с и градиенте температуры в расплаве титана ~ 107 К/м средний поперечный размер формирующихся ячеек на поверхности, согласно (5.16), составляет 200 нм, что согласуется с экспериментально наблюдаемыми данными (рис. 5.26).

Следовательно, формирование ячеистой структуры обусловлено преимущественно концентрационным переохлаждением расплава титана, вызванного присутствием атомов легирующих элементов.

Кристаллизация расплава титана в атмосфере азота приводит к формированию поверхностного слоя нитрида титана, образование которого обусловливает отрицательный градиент температуры в расплаве, приводящий к формированию второго фронта кристаллизации, направленного от поверхности в глубину. Однако в присутствии атомов молибдена степень переохлаждения, видимо, недостаточна для дендритного роста кристаллов, и поэтому формируется столбчатая структура.

Можно заметить (рис. 5.26, а), что средний размер таких поверхностных столбчатых зерен составляет 0,5-1 мкм, что превышает размер столбчатых зерен, сформированных в процессе кристаллизации объема расплава. Такое различие в средних размерах зерен обусловлено различными скоростями кристаллизации. Так как толщина приповерхностного слоя столбчатых зерен составляет 1-2 мкм, что почти в 10 раз меньше глубины объемного расплава при условии одинакового времени кристаллизации двух упомянутых слоев, скорость кристаллизации приповерхностного слоя ниже. Это и приводит к росту столбчатых зерен большего размера.

Описанная выше ячеистая структура закристаллизовавшегося титана с присутствием атомов молибдена выявлена лишь в том случае, когда имеется стабилизация высокотемпературной фазы в виде твердого раствора p-Ti(Mo) и мартенситный переход в низкотемпературную фазу не происходит. В противном случае (рис. 5.26, б) в закристаллизовавшейся части фиксируется игольчатая микроструктура мартенсита, характерная для кристаллизации титана без примесных атомов.

В случае, когда в системе возможно формирование интерме- таллидных соединений, как, например, в системах Ni/Ti и Cr/Ti, особенности микроструктурного состояния определяются также наличием таких соединений, обладающих повышенной или пониженной относительно твердого раствора температурой кристаллизаций.

В частности, в системе Ni/Ti в результате воздействия КПП формируется интерметаллидное соединение никелид титана (TiNi), температура кристаллизации которого составляет 1310 °С (рис. 5.15), причем отклонение элементного состава от стехиометрического приводит к уменьшению температуры кристаллизации. В этом случае при охлаждении расплава титана в присутствии атомов никеля в первую очередь происходит кристаллизация тех областей, в которых соотношение никеля и титана соответствует стехиометрическому соединению TiNi. Сформированные таким образом области твердой фазы на основе нике- лида титана при дальнейшем охлаждении расплава являются дополнительными центрами его кристаллизации. Вследствие большой скорости охлаждения в областях, прилегающих к закристаллизовавшейся фазе, реализуется условие концентрационного переохлаждения расплава, приводящее к дендритной кристаллизации (рис. 5.27).

Таким образом, легирование титана атомами металлов (Мо, Cr, Ni, Zr, А1) с помощью воздействия компрессионными плазменными потоками при различной плотности поглощенной энергии позволяет за счет изменения их концентрации в припо-

РЭМ-изображение поперечного сечения системы Ni/Ti, обработанной КПП в атмосфере азота при Q- 23 Дж/см

Рис. 5.27. РЭМ-изображение поперечного сечения системы Ni/Ti, обработанной КПП в атмосфере азота при Q- 23 Дж/см2

верхностном слое формировать титановые сплавы различного фазового состава. Так, легирование титана атомами Mo, Cr, Ni приводит к стабилизации высокотемпературной (3-фазы титана при комнатной температуре, формируя при этом поверхностные (3- и (а+(3)-сплавы. Легирование титана атомами Zr, А1 способствует формированию твердых растворов на основе низкотемпературной фазы титана, образуя при этом исключительно а-сплавы титана. Помимо этого обработка титана компрессионными плазменными потоками, генерируемыми в атмосфере азота, позволяет дополнительно сформировать азотированный слой, представляющий собой поверхностный нитридный слой 5-TiNr, за которым следует твердый раствор a-Ti(N). Фазообра- зование в данных системах происходит в условиях скоростной кристаллизации расплава, приводящей к образованию ячеистой и дендритной микроструктуры вследствие как концентрационного переохлаждения расплава, так и отрицательного градиента температуры в приповерхностном слое.

 
Посмотреть оригинал
< Пред   СОДЕРЖАНИЕ   ОРИГИНАЛ   След >