钼的化学性质研究UDC 669.28:620.18

REFRACTORY METALS AND ALLOYS

钼的化学性质研究

DEFORMED IN TENSION AT 1000 -1400 °C

Yu . M . Lakhtin and Ya. D・ Kogan UDC 669.28:620.18         

UDC 669.28:620.18

文献[1-3]表明，通过氮化处理可以提高钼及其合金的耐热性。

研究钼合金在初始和氮化条件下的塑性变形和破坏特征是很有意义的。

本文介绍了钼合金MLT在1000-1400℃拉伸变形的金相检验结果。

在IMASh-5S装置中对试样进行蠕变后抛光后的微观结构进行了检测。

在给定的温度范围内，未渗氮试样的破坏发生在晶界(图la)。破坏的发生是由于在晶粒内部发生了严重的滑移。

钼中的滑带呈分枝状。滑动轨迹的弯曲可能是由于某些晶体面上的同步剪切以及滑动的总方向的保留造成的。

在所研究的温度下，大部分晶粒的分枝随温度的升高而增加。温度的升高导致新的滑移带的形成和现有滑移带的增加。在1400度时，滑动轨迹之间的距离变大，滑动轨迹变宽。

随着滑带的弯曲，人们也观察到相当少的直线带。

未氮化钼的破坏是由于楔状裂纹在垂直于施加载荷方向的边界上的形核和生长而发生的。裂纹的合并导致边界上裂纹的形成和扩展，并与荷载作用方向成一定角度。

氮化钼的变形发展如图l b, c所示.

Fig. 1. 微结构表面再结晶合金MLT (a)和氮化MLT (b c)蠕变试验后的变形区(500 x))而不是氮化(1000°,伸长= 10公斤/平方毫米);b)氮化在1000°1 h(1000°,伸长= l公斤/平方毫米);c)在1000℃硝化1 h(在1400℃延长，cr = 6 kg/mm2)。

Fig.2. 在cr = 6 kg/mm2, 400 x的蠕变试验条件下，均体滑脱的MLT在晶界上出现滑痕和裂纹。a) o- = 12.8%; b) a = 13.2%;c) a = 22.1%。

 

在1000℃时(图lb)，施加荷载后壳体出现裂纹;它们随着测试时间的增加而增长。由于扩散涂层在氮化[4]后保留了钼的组织，裂纹是在母金属原有组织的背景下产生的。

在表面的某些区域可以看到直线滑动带(图lb)。滑动带的少数温度三1000°是由于涂层防止表面混乱的逃避。

随着测试回火的增加，氮化钼的离解使扩散涂层发生强烈的汽化，微观结构变得更加复杂。涂层裂纹呈锯齿状，表明试样在微体积上存在横向滑移。

在1400℃时，多个截面出现裂缝，贯穿整个截面。

为了解释氮化试样的变形规律，进行了以下实验。在1900%的真空重结晶条件下，MLT钼(~0.06% Ti)样品在1000℃下硝化1 h，然后研磨至20”深度，在碱和铁氰化钾水溶液中抛光和蚀刻。

以类似的方式处理原始的未渗氮材料以揭示其结构。

将试样置于IMASh-5S装置中，置于1200℃的载荷下，直到出现裂纹，并在室温下对其显微组织进行检测。

图2显示了未渗氮试样抛光表面的变形特征，在那里可以看到致密的滑移在晶粒中发展。变形的特征是未衰减的滑移带(图2a)，其中大部分局限在单个晶粒内。由于相邻晶粒的良好方向，条带不受阻碍地从一粒到另一粒。大多数颗粒有一个单一的滑动带，而另一些则有一个滑动带系统(图2c, b)。

除了滑移痕迹参与特定晶体飞机和方向,皱纹形成三个十字路口的晶界(图2),皱纹的形成是一种特定的表现塑性变形地区毗邻的三个边界的交点,由于应力集中发生在谷物连接和滑动沿着边界。

在试验条件下，观察到颗粒间的变形和不规则滑移。蠕变过程中的不均匀变形表现为不同颗粒内部的变形和同一颗粒的截面变形的不同。多晶物质的不规则变形导致了微体积应力的大小和方向的不规则。

Fig. 3. 在a = 11 kg/mm2, 1200℃蠕变试验后氮化MLT变形区表面的微观结构400 x。a) o* = 11.2%;b) cr = 12.3%。

变形晶粒的减少导致了大量的应力集中，而应力集中由于塑性的发展而在边界区域得到放松。

如[5]所示，在边界处可以同时运行多达5个或6个滑移系统，以保持颗粒之间的结合，而在一个颗粒内的变形只涉及一个滑移系统。

两个相邻晶粒在外力作用下的不同取向导致了边界上的点源产生滑动轨迹。图2b显示了两个变形区域的晶粒边界。这样一个地区可能发生氧化铝昭整个边界或只有部分(图2 c)。

这种再结晶钼的蠕变试验显示的塑性变形与钼在室温[6]下伸长时边界区域的变化相吻合。

边界区塑性变形的强化抑制了裂纹的成核。

熔化后的材料由于晶界裂纹而失效。在给定的测试条件下，裂纹以缓慢的速度传播，因此，微裂纹可以在破坏发生之前很久观察到。

在氮化钼样品中，变形组织差异很大(图3)，因为在所使用的试验条件下，变形在未氮化钼的晶粒中几乎没有可见的分支或直线滑动痕迹。

光学显微镜观察表明，渗氮试样的变形主要是边界区塑性的结果。

在氮化样品发生滑移线的同心半圆图形的形式来自一个或多个中心,类似于强化塑性变形的边界地区的原始样本(图3 a、b)。滑动痕迹的结果从混乱的运动和相互作用,位错环的出现表面的晶体。

与未氮化钼相比，氮化钼中滑动痕迹的数量较少，这可能是由于抑制了金属体中的位错运动。

相对于作用力，晶粒内部应力的增加会导致边界应力的增加，进而引起相邻晶粒的变形。由几个中心形成的半圆形滑动轨迹的特征区域是形变从颗粒到颗粒的传递环节。

在所述温度下，氮化试样沿晶界也会发生破坏。

氮化材料中的裂纹扩展非常迅速，在这种测试温度下，裂纹出现到失效的时间非常短，无法进行微观分析。

结论

1. 在1000-1400℃蠕变试验后，研究了MLT钼合金在再结晶和氮化条件下的微观组织。

2. 再结晶钼的变形主要是由于晶内的滑移和晶界区的塑性。

3. 氮化材料的变形在晶粒中没有明显的分枝或直滑痕迹，是由边界区域的塑性引起的。

4. 在蠕变试验中，渗氮材料和未渗氮材料均出现晶界失效。

转载请注明精川材料检测地址：www.jctest.vip