Закалка еще более легированных сплавов от температур существования γ-твердого раствора приводит к возникновению тетрагональной γ0-фазы.
Эта структура возникает из о. ц. к. решетки в результате удвоения периодов а и b и сжатия по оси с. Возможно, что при образовании γ°-фазы системе U-Мо происходит частичное упорядочение атомов различного сорта, однако для γ0-фазы системы U-Zr-Nb такое упорядочение не обнаружено.
.
Рисунок 104 – Температуры мартенситных превращений (МН)
при охлаждении сплавов урана с молибденом
Наконец, для наиболее легированных сплавов, например с 13-20 ат. °/о Мо, при закалке образуется метастабильная фаза γs. Ее структура образуется из решетки γ-U путем удвоения периодов; структура частично упорядочена: атомы U расположены в центрах кубических ячеек, атомы Мо и оставшиеся атомы U статистически размещены в остальных узлах.
Концентрационные области, в которых фиксируется вышеописанный набор метастабильных фаз, зависят и от условий охлаждения образцов. Поэтому считают, что γ0- и α"-фазы являются промежуточными ступенями в процессе сдвиговой деформации, трансформирующей структуры в последовательности γ→γ0→α''→α'. Величина этой деформации γ-структуры уменьшается при введении молибдена (по сравнению с ниобием) и увеличивается с ростом стимулирующих сдвиговые процессы термических напряжений, т.е. с увеличением скорости охлаждения образцов. При охлаждении сдвиговая деформация происходит последовательно т. е. наблюдаются две мартенситные точки (рисунок 104)
Прямое превращение γ→α наблюдается в сплавах урана с такими элементами, как Mo, Nb и пр., при невысокой их концентрации. При температуре немного выше точки Мн механизм является промежуточным между чисто сдвиговым и, диффузионным.
Первый этап сдвигового превращения можно представить как неоднородную деформацию, состоящую в сдвиге каждого второго слоя типа (110)r в направлении [223]γ. Второй этап представляет собой гомогенный сдвиг плоскостей (112)γ в направлении (111)γ, который превращает моноклинную решетку в ромбическую. Кроме того, необходима дополнительная деформация с целью; подгонки" параметров: сжатие вдоль [100]α и расширение вдоль [010]α и [001]α. Один и тот же механизм описывает мартенситное превращение и первые стадии диффузионного. О. С. Иванов, Р. М. Софронова и др. показали, что такое рассмотрение объясняет и кристаллографические механизмы последовательных γ→γ'→α"-превращений в сплавах урана.
Имеется аналогия превращений γ-твердого раствора в сплавах урана и β→α'(α")-превращения в сплавах металлов IV группы (Ti, Zr, Hf). Прямые переходы γ→α в сплавах U и β→α в сплавах Ti или Zr описываются подобными кристаллографическими соотношениями. В сплавах урана с Ti, Zr, Hf имеются промежуточные фазы с решеткой типа С32, близкой к о. ц., к-фазе ω-фазе, возникающей при закалке сплавов на основе металлов IV группы. Отличие состоит в том, что в решетке, промежуточных фаз U происходит упорядочение атомов различного сорта, в то время как ω-фаза не упорядочена.
В закаленном состоянии сплав имеет полосчатую структуру (так называемая, α'b-фаза), характерную и для сплавов на основе титана или циркония (α"). Оказывается, что каждая наблюдаемая с помощью светового микроскопа полоса состоит из тонких параллельных двойников. Электронная микроскопия на просвет обнаруживает, что эти двойники состоят, в своего очередь, из еще более, новых двойников второго и даже третьего порядка. Деформация таких структур, проходит в основном миграцией границ двойников в поле напряжений. Действие этого механизма подтверждается проявлением «эффекта памяти» (см. раздел 4.6.3) для некоторых сплавов урана со структурами α'b и α"b. Для сплава с 5 ат. % Мо старение на максимальную прочность не приводит к появлению электронномикроскопически различимых выделений. Считают, что упрочнение в этом случае обусловлено закреплением границ двойников скоплениями атомов легирующего элемента или примесей.
Уважаемый посетитель!
Чтобы распечатать файл, скачайте его (в формате Word).
Ссылка на скачивание - внизу страницы.