Добавил:
okley
Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз:
Предмет:
Файл:Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс) / 178_Физическое материаловедение_7 том
.pdf
71
Рис. 30.31. Диаграмма состоя-
ния сплавов системы U–Al (а) и
урановый угол диаграммы со-
стояния (б)
мумом при ~
1620 °С, а два других образуются по перетектическим
реакциям UAl
2
+ Ж UAl
3
и UAl
3
+ Ж UAl
4
соответственно при
1350 и 732 °С.
Сплавы системы U–Si. Как видно из диаграммы состояния
сплавов системы U
–Si (рис. 30.32) введение в уран малых
Рис. 30.32. Диаграмма состояния
сплавов системы U–Si (a) и ура-
новый угол диаграммы состояния
(б)
72
количеств кремния приводит к понижению температур γ β- и
β
α-превращений. Максимальная растворимость кремния в γ-U
при эвтектической температуре 985 °С составляет 0,63 %, в β-фазе
при температуре перитектоидного превращения γ + U
3
Si β
(785 °C) ~
0,38 % и в α-фазе при эвтектоидной температуре
(665 °С)
– менее 0,038 %.
Система содержит шесть интерметаллидных соединений U
3
Si,
U
3
Si
2
, USi, U
2
Si
3
, USi
2
и USi
3
. Среди них практический интерес, как
наиболее ураноемкое, представляет соединение U
3
Si, образующее-
ся по перитектоидной реакции γ + U
3
Si
2
U
3
Si при температуре
925 °С и имеющее полиморфное превращение при 765 °С.
Сплавы системы U-Fe. Как видно из диаграммы состояния
сплавов системы U-Fe (рис. 30.33), растворимость железа в уране
невелика. При температуре 790 °С в γ-U она равна ~
0,25–0,33 %.
При 763 °С, когда имеет место превращение β + U
6
Fe γ раство-
римость железа в β-уране составляет 0,079 %, а в α-уране при тем-
пературе превращения α + U
6
Fe β (661 °С) она не превышает
0,003 %.
В системе U
–Fe установлено существование двух интерметал-
лидных соединений U
6
Fe и UFe
2
. Первое из них образуется по пе-
ритектической реакции Ж + γ
U
6
Fe при 806 °С, а второе плавится
с открытым максимумом при 1235 °С.
Рис. 30.33. Диаграмма состояния сплавов системы U–Fe (а)
и урановый угол диаграммы состояния (б)
73
Сплавы системы U–
Cr. Как видно из диа-
граммы состояния спла-
вов системы U
–Cr, пред-
ставленной на рис. 30.34,
распад γ- и β-фаз проис-
ходит по эвтектоидным
реакциям соответственно
γ
β + Сr и β α +
+ Сr. Растворимость
хрома в α-фазе урана
практически отсутст-
вует, а его максимальная
растворимость в β- и γ-
фазах составляет соот-
ветственно 0,42 и 0,8 %,
т.е. заметно выше, чем
растворимость алюми-
ния, кремния и железа.
Сплавы системы
U
−Mg. Как видно из
диаграммы состояния
сплавов системы U−Mg
(рис. 30.35), металлы
практически не смеши-
ваются друг с другом в
твердом и жидком со-
стояниях. Раствори-
мость магния в уране в
твердом состоянии от-
сутствует, в жидком –
незначительная. В то же
время в жидком магнии
при 650 °С раствори-
мость урана составляет
0,002 %, а при 1132 °С –
0,17 %.
Рис. 30.34. Диаграмма состояния сплавов
системы U–Сr
Рис. 30.35. Диаграмма состояния сплавов
системы U–Mg
74
Сплавы системы U–Mo.
Как видно из диаграммы
состояния сплавов системы
U
–Mo, представленных на
рис. 30.36 и 30.37, введение
молибдена в уран повышает
температуру плавления по-
следнего; при 1285 °С имеет
место перитектическое пре-
вращение Мо + Ж
γ. Рас-
творимость молибдена в
γ-уране при 900 °С состав-
ляет 35
–37 ат.%. Период
ОЦК решетки γ-твердого
раствора линейно уменьша-
ется при росте в нем кон-
центрации молибдена со-
гласно закону Вегарда. Рас-
творимость Мо в β- и
α-уране невелика и при температурах эвтектоидных превращений
β
α + γ (639 °С) и γ α + γ' (565 °С) составляет соответственно
1,4
– 3,0 и ~0,1 ат.%.
При температуре
ниже 615 °С между
ураном и молибде-
ном существует
промежуточная фаза
(γ' − U
2
Mo), имею-
щая тетрагональную
решетку с периода-
ми а = 342,7 пм и с =
= 983,4 пм. Элемен-
тарная ячейка пред-
ставляет собой утро-
енную по высоте
ячейку γ фазы урана.
Атомы ypaна и мо-
либдена в решетке
Рис. 30.36. Диаграмма состояния сплавов
системы U–Mo
Рис. 30.37. Урановый угол диаграммы состояния
сплавов системы U–Mo
75
расположены упорядоченно в виде слоев, параллельных плоскости
(001). При этом два слоя из атомов урана чередуются с одним сло-
ем из атомов молибдена. Урановый угол диаграммы состояния
U
–Мо в увеличенном масштабе показан на рис. 30.37.
Сплавы системы U–Nb. Как видно из диаграммы состояния
сплавов системы U
–Nb, представленной на рис. 30.38 и 30.39, про-
межуточные фазы в этой системе отсутствуют. Между ниобием
Рис. 30.38. Диаграмма состояния системы U–Nb
и γ-фазой урана существует непрерывный ряд твердых растворов.
Период решетки закаленных γ-твердых растворов при изменении
концентрации ниобия изменяется по закону Вегарда. Распад
γ-твердого раствора по реакции γ
γ
1
+ γ
2
идет очень медленно.
Так, при 825 °С он не наступает в течение 8 недель. Эвтектоидное
превращение β
α + γ' происходит при температуре 664 °С,
76
монотектоидное
γ
1
α + γ
2
– при
температуре 647 °С.
Концентрация нио-
бия в монотектоид-
ной точке отвечает
~
6,2 %. Максималь-
ная растворимость
ниобия в α-фазе
урана незначитель-
на и соответствует
0,25 %. В β-фазе она
несколько больше и
равна 0,5 % (см.
рис. 30.39).
Сплавы систе-
мы U
–Zr. Как вид-
но из диаграммы
состояния сплавов
системы U
–Zr
(рис. 30.40) цирко-
ний и γ-U образуют
непрерывный ряд
твердых растворов.
Введение циркония
в уран снижает
температуру γ
β и
повышает темпера-
туру β
α превра-
щений.
Рис. 30.40. Диаграмма
состояния сплавов си-
стемы U–Zr
Рис. 30.39. Урановый угол диаграммы состояния
сплавов системы U–Nb
77
Между ураном и цирконием по перитектоидной реакции α +
+ γ
2
β образуется промежуточная δ-фаза, имеющая гексагональ-
ную решетку с периодами по оси а = 503 пм, по оси с = 308 пм и
с/а ≈ 0,6.
30.1.8. Диаграммы состояния тройных сплавов урана
Сплавы системы U–Al–Fe. Как видно из диаграммы состояния
сплавов системы U
–Al–Fe (рис. 30.41), урановый угол диаграммы в
области U
–UAl
2
–UFe
2
характеризуется пятью нонвариантными че-
тырехфазными равновесиями, в трех из которых при температурах
805, 780 и 745 °С участвует жидкая фаза, а два остальных связаны с
эвтектоидными распадами γ- и β-фаз. Изотермическое сечение об-
ласти U
–UAl
2
–UFe
2
при 600 °С характеризует фазы, устойчивые
при низких температурах.
При 600 °С суммарная концентрация железа и алюминия в
α-твердом растворе мала и не превышает 0,1 ат.%. В то же время
максимальная суммарная растворимость железа и алюминия в γ- и
β-фазах составляет не более 3 и 2 ат.% соответственно.
Рис. 30.41. Изотермическое сечение уранового угла диаграммы состояния
системы U–Al–Fe при 600 °C
78
Сплавы системы U–Al–Si. Область γ-твердых растворов алю-
миния и кремния в уране незначительна. При 900 °С совместная
растворимость Аl и Si в γ-U не превышает соответственно ~
2,3 и
1,3 ат.%. В α-фазе урана совместная растворимость алюминия и
кремния весьма мала и составляет приблизительно столько же, как
и совместная растворимость алюминия и железа.
Сплавы системы U–Mo–Nb. В системе U–Mo–Nb при 1200 °С
имеется полная взаимная растворимость между γ-U и ОЦК фазой
сплавов Nb
–Mo (γ
Nb-Mo
), которая нарушается при 1000 °С из-за рас-
ширения области двухфазного состояния (γ + γ
Nb−Mo
). Дальнейшее
понижение температуры приводит к еще большему расширению
области (γ + γ
Nb-Mo
). Суммарная совместная растворимость молиб-
дена и ниобия в γ-U меньше, чем предельная растворимость у
двойных сплавов U
–Nb и U–Mo. Это существенно ограничивает
возможности практического применения этих сплавов. В системе
также выявлено четырехфазное эвтектоидное равновесие при
565 °С.
Сплавы системы U–Zr–Nb. В системе U–Zr–Nb выше 1000 °С
образуется широкая область γ-твердых растворов, которая сохраня-
ется и при более низких температурах (~700 °С). Наличие области
γ-твердых растворов в этой системе объясняется тем, что атомы
циркония и ниобия соответственно больше или меньше атомов
урана. Присутствуя в твердом растворе, они располагаются так, что
энергия упругих искажений решетки понижается. При закалке с
1000 °С сплавов, содержащих до 8 ат.% легирующих элементов,
происходит мартенситное превращение γ-фазы. Полная стабилиза-
ция γ-твердого раствора наступает при введении ~
20 ат.% легиру-
ющих добавок.
30.1.9. Альфа-сплавы урана
При невысокой концентрации легирующих элементов сплавы
урана имеют структуру α-фазы урана и их называют альфа-
сплавами. По концентрации легирующих элементов, структуре и
свойствам альфа-сплавы можно подразделить на две группы: сла-
бо- и среднелегированные.
Слаболегированные альфа-сплавы. Такие сплавы содержат
малые количества (десятые и сотые доли массового процента) ма-
79
лорастворимых в α-
уране легирующих
элементов (таких, как
Al, Fe, Si и Сr), за-
метно повышающих
его механические
свойства (рис. 30.42).
Рассмотрим особен-
ности формирования
структуры этих спла-
вов при термической
обработке.
Структура зака-
ленных сплавов. Ле-
гирование урана
снижает температуры
γ → β- и β → α-пре-
вращений при закал-
ке сплавов, причем
это снижение возрас-
тает с увеличением
концентрации леги-
рующих элементов, а
также с повышением
скорости охлаждения
сплавов (рис. 30.43).
Наиболее низкие
температуры β → α-
превращения достигаются при скоростях охлаждения более
200 град./с и содержании кремния и железа соответственно 0,035
–
0,05 и 0,05 %.
Понижение температуры β → α-превращения при закалке спо-
собствует измельчению зерен α-фазы, которые в этом случае рас-
тут в условиях сильного переохлаждения β-фазы. Возможно, что
измельчению зерен α-фазы также содействуют нерастворившиеся
выделения интерметаллических фаз UAl
2
, U
6
Fe и U
3
Si, которые
препятствуют росту зерен β-фазы и действуют как центры зарож-
Рис. 30.42. Влияние содержания железа, кремния и
алюминия в уране на твердость (а), предел прочно-
сти (б) и предел текучести (в). Температура испы-
тания 20 °С
80
дения новых зерен α-фазы. Вероятность последнего предположе-
ния подтверждается высокой устойчивостью выделений интерме-
таллических соединений урана. Так, для перевода в γ-твердый рас-
твор соединения UAl
2
в сплаве урана с 0,4 % Аl требуется при
1040 °С выдержка в течение 200
–300 ч.
Рис. 30.43. Влияние ско-
рости охлаждения при
закалке урана с разным
содержанием железа,
кремния и алюминия (%)
на положение точки
β → α-превращения: 1 –
исходный уран (0,007 %
Fe, 0,003 % Si; 0,02 % Al);
2 – уран с 0,05 % Al (со-
держание Fe и Si, как
в 1); 3 – уран с 0,02 % Fe
(содержание Al и Si, как
в 1); 4 – уран с 0,035 % Fe
(содержание А1 и Si, как
в 1); 5 – уран с 0,05 % Fe (содержание Al и Si как в 1); 6 – уран с 0,035 % Si
(содержание А1 и Fe, как в 1); 7 – уран с 0,05 % Si (содержание Fe и Аl, как в 1)
Легирование урана хромом позволяет более сильно измельчать
зерна α-фазы урана, чем легирование Al, Fe и Si. Особенно эффек-
тивно измельчение зерна происходит при закалке с изотермической
выдержкой. Такая закалка сплава урана с 0,11 % Сr из β-фазы с вы-
держкой при 550 °С позволяет получить мелкие однородные рав-
ноосные зерна α-фазы урана размером 100
–200 мкм (рис. 30.44).
Изменяя содержание хрома и температуру изотермического пре-
вращения при закалке с 720 °С из β-фазы, можно в довольно широ-
ких пределах, как это видно из рис. 30.45, peгулировать размеры
зерен α-фазы.
Измельчение зерен в слаболегированных альфа-сплавах урана
до оптимальных размеров происходит при меньших скоростях
охлаждения, чем в нелегированном уране. Это позволяет умень-
шить или даже исключить вероятность возникновения текстуры
при закалке сплавов. Закаленные слаболегированные сплавы име-
ют структуру α'-фазы, которая представляет собой пересыщенный
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)