Термомеханическая обработка дисперсноупрочненных жаропрочных сплавов

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Термомеханическая обработка дисперсноупрочненных жаропрочных сплавов

28.01.2020

TMO порошков и компактных заготовок представляет собой не отъемлемую часть технологии получения дисперсноупрочненных сплавов. Выше подчеркивалась необходимость тщательного соблюдения таких условий компактирования, при которых сохраняется структура, позволяющая на стадии рекристаллизации по лучить крупное вытянутое зерно.

Из рассмотрения возможных способов получения изделий требуемой формы (см. рис. 7.19) вытекают различные варианты ТМО. Компактирование порошка может рассматриваться как предварительная стадия ТМО. С точки зрения влияния на микроструктуру и рекристаллизацию следует различать процессы компактирования, протекающие при гидростатическом внешнем давлении (изотропное компактирование), и при таком сочетании компонент внешних напряжений, которое приводит к направленной деформации (анизотропное компактирование). Важнейшими методами компактирования, обеспечивающими такую направленную деформацию, являются экструзия и штамповка.

Вторая стадия TMO — деформирование компактного материала. По существу она является продолжением первой, и при соблюдении определенных требований, предъявляемых к выбору степени деформации, скорости деформации и температуре, обе эти стадии могут объединяться в одну технологическую операцию.

Третья стадия TMO — термическая обработка компактного деформированного материала. В некоторых случаях вторая стадия TMO отсутствует, и термическая обработка следует непосредственно за компактированием. Термическая обработка также может осуществляться двумя принципиально различными способами: путем изотермической рекристаллизации, при которой вся заготовка быстро нагревается до заданной Т, и путем направленной рекристаллизации. В последнем случае нагрев до T рекристаллизации проводят в условиях зонного отжига.

Хотя реализация разных сочетаний основных этапов TMO связана с существенными различиями в технологии и используемом оборудовании, особенности микроструктуры получаемых материалов могут быть рассмотрены с более общих позиций.

В том случае, когда материал подвергается упрочнению путем холодной обработки давлением, рекристаллизационный отжиг может быть полностью исключен, как, например, при обработке TD-Ni.

Холодная обработка давлением. Необходимость холодной обработки давлением дисперсноупрочненных сплавов типа TD-Ni после их компактирования была осознана исследователями на очень ранней стадии разработки этой группы сплавов. В одном из ранних патентов отмечается значительное улучшение прочности при 982 °C экструдированных заготовок из TD-Ni после их холодной деформации.

Как холодное обжатие прутковой заготовки, так и холодная прокатка листа приводили к повышению прочности по сравнению с горячедеформированным состоянием, причем этот прирост прочности сохранялся после отжига при повышенных температурах.
Термомеханическая обработка дисперсноупрочненных жаропрочных сплавов

Рис. 7.23 дает возможность более подробно рассмотреть влияние холодной деформации на свойства полосы сплава Ni—ТhO2. Полосу получали горячей прокаткой компактной порошковой заготовки. Каждый цикл обработки включал обжатие полосы на 10% и последующий отжиг в сухом водороде при 1205 °C в течение 30 мин. Увеличение числа циклов приводило к повышению предела текучести при 871 °С. Три фактора могут вносить вклад в это повышение прочности:

1. Повышение однородности распределения частиц с увеличением степени проработки материала, хотя данные микроструктурных исследований подтверждают это только для первых восьми циклов.

2. Развитие волокнистой микроструктуры. С увеличением числа циклов обработки количество вытянутых зерен возрастало.

3. Формирование субструктуры. Путем прокатки с малыми обжатиями (5—10% за цикл) удавалось получить полигонизованную субструктуру с диаметром ячейки 0,5-1,5 мкм, которая, как известно, увеличивает сопротивление пластическому течению при высоких температурах. При больших обжатиях (30% на цикл), исключающих формирование полигонизованной структуры, предел текучести оказывался несколько ниже. В этом случае микроструктура была также волокнистой, но более неоднородной. Она содержала двойники отжига, большие скопления дислокаций и высокоугловые границы.

Холодная обработка давлением как средство улучшения механических свойств, как правило, к сплавам, полученным механическим легированием, не применяется. Исключением являются некоторые из ферритных дисперсноупрочненных сплавов, разработанных Хью и др., но эти сплавы предназначены преимущественно для использования в среднем интервале температур 600—700 °С. Сравнение механических свойств при 600—700 °C сплава МА956 в различных структурных состояниях (мелкозернистый, мелкозернистый-холоднодеформированный, крупнозернистый, крупнозернистый-холоднодеформированный) показало, что холодная обработка давлением улучшает механические свойства до 600 °С, но при 700 °С этот положительный эффект исчезает после 100-часовой выдержки.

Регулирование формы зерна при помощи рекристаллизации. Одним из важнейших факторов, определяющих высокотемпературные механические свойства дисперсноупрочненных сплавов, является коэффициент неравноосности зерна. Это убедительно продемонстрировали Уилкокс и др., которые считают, что при больших КНЗ размер зерна имеет второстепенное значение.

Следует иметь в виду, что прутки и листы из сплавов Ti-Ni и TD-NiCr легко рекристаллизуются с образованием вытянутого зерна. Однако пруток из сплава Ti-Ni, подвергнутый деформации в продольном направлении, не рекристаллизуется, хотя после прокатки в поперечном направлении рекристаллизация может протекать даже при относительно низких температурах. Несмотря на то, что рекристаллизации дисперсноупрочненных сплавов на никелевой основе посвящено большое число работ (см. обзор Уилкокса и Клауэра), общая картина остается неясной. В одних случаях расхождения в полученных результатах следует, по-видимому, приписать влиянию различий в термомеханических условиях обработки, в других — неоднородности материала. Уилкокс и Клауэр высказали гипотезу, что текстуры деформации, наблюдающиеся в дисперсноупрочненных сплавах, играют важную роль в процессах рекристаллизации и формирования вытянутого зерна.

Прутки TD-Ni используются в нерекристаллизованном холоднодеформированном состоянии. Их микроструктура состоит из мелких вытянутых зерен. Упрочнение обусловлено, вероятно, специфической дислокационной субструктурой, которая, так же, как и зеренная структура, стабилизирована частицами ThO2. Листы и прутки из TD-NiCr, а также листы из TD-Ni подвергают сначала холодной деформации, а затем рекристаллизационному отжигу. В этих материалах упрочнение определяется вытянутой грубозернистой структурой.

Аллен предложил процесс, называемый «зонным отжигом поликристалла» (ZAP), при котором нерекристаллизованный TD-NiCr подвергают зонной рекристаллизации, перемещая индуктор вдоль образца. При оптимальных значениях градиента температуры и скорости перемещения горячей зоны (v) удается получить очень крупное вытянутое зерно, которое обеспечивает соответствующее улучшение механических свойств при высоких температурах. Наиболее значительное улучшение достигается на прутковых заготовках, тогда как свойства листового материала изменяются мало (рис. 7.24).

Еще большее значение имеет регулировка размера и формы зерна механически легированных сплавов. Обычно исследование рекристаллизационных процессов проводят по одной из трех схем: 1) изотермический отжиг; 2) отжиг в условиях стационарного градиента температуры; 3) отжиг в условиях движущегося градиента температуры.

Изотермический отжиг. Изучение процессов рекристаллизации и роста зерна в зависимости от изменений параметров предшествующей обработки материала (T экструзии, коэффициент вытяжки, скорость прессования) можно проводить, нагревая металл до заданной постоянной T Этот способ использовался при исследовании рекристаллизации таких разных сплавов, как МА738 и МА6000. На рис. 7.25, а, показан размер зерна сплава МА738 в продольном и поперечном направлениях как функция T при двух режимах экструзии. В интервале 1230—1245 °C зерно растет одинаково быстро в обоих направлениях, что приводит к формированию «бамбукообразной» структуры. Однако выше 1245 °C рост зерна в продольном направлении происходит быстрее, чем в поперечном. Размер зерна в продольном направлении быстро увеличивается, достигая 550 мкм при 1280 °С, тогда как в поперечном направлении скорость роста намного ниже. В результате такой анизотропии роста образуется микроструктура с вытянутой формой зерна, характеризуемой коэффициентом неравноосности L/l (рис. 7.25,6). Существенное различие между двумя описанными режимами заключается в значениях T экструзии и ее расположении относительно у'-сольвуса. Экструзия при T ниже у'-сольвуса (при вытяжке 9) значительно уменьшает размер зерна после рекристаллизации.

Иначе ведет себя в процессе рекристаллизации сплав МА6000 (рис. 7.26), подвергнутый экструзии при 960 °С, т. е. намного ниже у'-сольвуса (1160 °С). Существует явно выраженная T (вблизи у'-сольвуса), которую необходимо превысить, чтобы началась рекристаллизация. Коэффициент неравноосности зерна (рис. 7.26, 6) практически не зависит от T отжига.

Большое влияние на размер рекристаллизованного зерна оказывает скорость нагрева. Давно замечено, что рекристаллизация не начинается, пока не будет достигнута определенная Т, выше которой она протекает с большой скоростью. Гессингер, нагревая прямым пропусканием тока плоские образцы экструдированного сплава МА738 размером 5X0,8 мм, обнаружил, что скорость нагрева оказывает заметное влияние на скорости зарождения и роста зерен и это сказывается на их конечных размерах и форме. На рис. 7.27 показана зависимость размера зерна в продольном и поперечном направлениях и величины КНЗ (L/l) от времени нагрева до 1270 °С.

Результаты, аналогичные представленным на рис. 7.27, получены в работе, в которой образцы сплава МА6000 сечением 3x3 мм2 подвергались ускоренному нагреву.

Отжиг в условиях стационарного градиента температуры


Этот метод чаще других используют при выборе T огрубляющего отжига. Экструдированный пруток длиной в несколько сантиметров помещают в зону нагрева печи сопротивления. Градиент создают главным образом для того, чтобы с помощью одного образца, разные сечения которого находятся при разных температурах, определить T рекристаллизации. При этом микроструктурные различия в поперечном направлении обусловлены влиянием скорости нагрева. Сплавы, подверженные такому влиянию, могут быть крупнозернистыми на поверхности образца, сохраняя мелкозернистую структуру в центре. Сплавы, с трудом поддающиеся рекристаллизационному отжигу, обычно приобретают грубозернистую структуру лишь после обработки в довольно узком температурном интервале (рис. 7.28, а), тогда как при максимальных температурах структура остается мелкозернистой. Сплав МА738 относится к числу материалов, термообработка которых в условиях градиента температуры затруднена. На рис. 7.28, б и 7.28, в, показаны макроструктуры прутков сплавов МА754 и МА6000 после одночасового отжига в печи со стационарным градиентом температуры. В сплаве МА6000 образование крупных зерен наблюдалось при всех температурах выше 1165 °С; в сплаве МА754 различия в структуре внешней и внутренней части образца были ярко выражены и образовывались узкие вытянутые зерна. Увеличение времени выдержки приводило к смещению границы между грубо- и мелкозернистыми структурами в сторону более низких температур (1050 °С после выдержки в течение 200 ч). В сплаве МА6000, упрочненном выделениями у'-фазы, эти эффекты не наблюдались.

Отжиг в условиях движущегося температурного градиента


Давно известно, что, пропуская материал через температурное поле с большим градиентом, можно достичь резкого огрубления структуры и даже образования монокристалла. Этот способ обработки был изобретен Андраде (см. обзор Оста). Андраде показал, что при перемещении локализованной горячей зоны вдоль поликристаллической проволоки из Mo или W удается получить монокристалл.

По сравнению с изотермическим отжиг в условиях градиента температур позволяет в принципе получить более крупное и более вытянутое зерно. Благодаря наличию градиента только небольшая часть образца имеет в начальный момент Т, достаточную для роста зерна. Первоначальное зарождение центров рекристаллизации происходит лишь на одном конце образца, и температурный градиент исключает возможность зарождения перед фронтом роста новых зерен. Поэтому весьма вероятно, что по мере продвижения горячей зоны вдоль образца образовавшиеся зерна будут расти, опережая возникновение новых зерен перед горячей зоной. Ясно, что величина градиента должна быть возможно большей, чтобы в максимальной степени снизить вероятность зарождения новых зерен.

Аллен применил отжиг в условиях движущегося градиента к дисперсноупрочненный сплавам. Он установил, что размер рекристаллизованного зерна уменьшается с увеличением скорости перемещения горячей зоны и температурного градиента. Кэрнз и др. изучали влияние скорости перемещения горячей зоны на коэффициент неравноосности зерна сплава МА755 при постоянной величине градиента составляющей ~35 К/см. Как показывает рис. 7.29, с уменьшением скорости КНЗ увеличивается. Поэтому большинство механически легированных сплавов подвергают зонному отжигу при скоростях перемещения горячей зоны, не превышающих 10 см/ч.

Механизмы рекристаллизации. Превращение мелкозернистой структуры, характерной для дисперсноупрочненных сплавов после компактирования, в крупнозернистую с вытянутой формой зерна происходит путем рекристаллизации и роста зерен. Дисперсноупрочненные сплавы относятся к числу материалов, упрочняемых частицами избыточных фаз, которые при повышенных температурах либо растворяются (у'-фаза), либо сохраняются в структуре сплава и служат препятствиями для миграции межзеренных границ (оксидные частицы).

Различают механизмы первичной и вторичной рекристаллизации. Движущей силой первичной рекристаллизации является уменьшение энергии, обусловленной наличием дислокаций, а движущей силой вторичной рекристаллизации — уменьшение энергии межзеренных границ.

Результаты многочисленных исследований механизмов рекристаллизации складываются в достаточно стройную картину процесса.

Процесс формирования грубозернистой структуры в сплаве МА6000, как и в других дисперсноупрочненных сплавах, имеет ряд особенностей, присущих вторичной рекристаллизации.

1. Движущая сила, вызывающая миграцию границ, принципиально та же, что и при нормальном росте зерна: энергия дислокаций и границ зерен.

Движущая сила, обусловленная тенденцией к уменьшению площади межзеренных границ, определяется выражением:

где у — поверхностная энергия границы зерна; L — средний размер зерна. Средний размер зерна сплава МА6000 после экструзии составляет, как было установлено, 0,2 мкм. При L = 0,2 мкм и у = 1 Дж/м2, Pb = 10 МН/м2.

Движущая сила, связанная с уменьшением протяженности дислокаций, может быть вычислена по формуле:

где G — модуль сдвига; b — вектор Бюргерса; Q — плотность дислокаций. Подставляя в это выражение значение плотности дислокаций, равное верхнему пределу этой величины для экструдированного сплава МА6000 р=10 м-2; G=8,5*10в4 МН/м2; b=2,5*10в-10 м, получим: Рd=3*10в-2 МН/м2.

Таким образом, Pd на 2 порядка меньше, чем Pb.

2. Нормальный рост зерна подавлен. Сферические частицы, какими и являются частицы оксидов в сплаве МА6000, препятствуют движению границы, действуя на нее с силой:

где f и r0 — объемная доля и радиус частиц соответственно. Полагая f=2,5% и r0=5,5 нм, получим Рp=-7МН/м2.

Таким образом, тормозящие силы, обусловленные присутствием дисперсных частиц оксидов в сплаве МА6000, имеют тот же порядок величины, что и движущие силы рекристаллизации. Дополнительные тормозящие силы создают выделения у'-фазы и отдельные более крупные строчечные включения. Очевидно, что границы не могут отрываться от частиц и быстро перемещаться по крайней мере до тех пор, пока не произойдет частичное растворение у'-фазы.

3. Существует явно выраженная T начала огрубления зерна. Вторичная рекристаллизация начинается не раньше, чем будет превышена некоторая определенная Т=1160°С (см. рис. 7.27). Эта T близка к T растворения у'-фазы. Это дало основание Хольтцеру и Гласгову предположить, что начало рекристаллизации контролируется растворением у'-фззы. Представляется вероятным, что при температуре у'-сольвуса сдерживающие силы уменьшаются настолько, что отдельные границы могут отрываться от частиц, образуя центры вторичной рекристаллизации. Способными к этому оказываются те границы, которые более подвижны, испытывающие воздействие больших, чем соседние границы, движущих сил или меньших сил торможения.

Возможно также, что T рекристаллизации на самом деле несколько ниже у'-сольвуса, и выделения у'-фазы растворяются вблизи перемещающегося фронта рекристаллизации, как это наблюдается в обычных жаропрочных сплавах.

4. Наиболее крупное зерно образуется при Т, несколько превышающей T начала огрубления структуры. Этот результат, подтверждаемый рис. 7.26, соответствует общим представлениям о вторичной рекристаллизации, в отличие от нормального роста зерна (собирательной рекристаллизации), при котором размер зерна увеличивается с температурой. Именно на этом основано предположение о собирательной рекристаллизации как основном механизме укрупнения зерна в сплаве МА738.

На рис. 7.30 показано влияние предварительной выдержки при разных температурах на сохранение способности к вторичной рекристаллизации сплава МА6000. Выдержка при T ниже у'-сольвуса вызывает огрубление исходной мелкозернистой структуры. Оно продолжается до тех пор, пока не будет достигнут некоторый определенный размер зерна, выше которого величина движущих сил оказывается недостаточной для того, чтобы вызвать вторичную рекристаллизацию. В то время как в сплавах с большим содержанием у'-фазы вторичная рекристаллизация начинается при температурах, близких к T растворения у'-фазы, условия рекристаллизации сплавов, не содержащих у'-фазы (ТD-никель), или содержащих ее в небольших количествах (МА753), целиком определяются предшествующей TMO. В таких сплавах рекристаллизация протекает в пределах определенного температурного интервала.

При вторичной рекристаллизации образуется зерно, вытянутое в направлении экструзии или, в более общем случае, в направлении наибольшей деформации. По-видимому, в пределах небольших расстояний (~1 мкм) скорость перемещения границ во всех направлениях одинакова, но их миграция на более дальние расстояния (~100 мкм) носит резко анизотропный характер.

Дисперсные частицы распределены в сплаве случайным образом. Именно поэтому при смещении границ на короткие расстояния явления анизотропии могут отсутствовать. При вторичной рекристаллизации границы испытывают довольно большие смещения. Как уже указывалось, оптическая микроскопия позволила установить наличие в дисперсноупрочненных сплавах строчечных включений, состоящих из грубых частиц (по-видимому, карбо-нитридов и оксидов, располагающихся вдоль границ исходных частиц порошка). Эти включения, являясь барьерами, препятствуют поперечному росту зерен и, вероятно, ответственны за удлиненную форму зерна, как и предполагали Кэрнз и др. Они не могут оказывать существенного влияния на обычный рост зерна, при котором границы смещаются на расстояния, малые по сравнению с расстояниями между строчечными включениями.

Хотя механизмы рекристаллизации дисперсноупрочненных сплавов после ГИП аналогичны рассмотренным, рекристаллизованное зерно в таком материале имеет, как правило, равноосную форму и значительно меньшие размеры, чем в экструдированном сплаве. Более того, в этом случае даже зонный отжиг не дает возможности получить вытянутое зерно, что говорит о важности предварительной направленной деформации.

Деформация компактного материала. Во многих случаях является желательным включение в технологическую схему деформации компактного материала. Например, листовой материал получают путем экструзии порошка, помещенного в оболочку, и последующей прокатки. Как и при экструзии, определяющими параметрами при прокатке служат Т, степень деформации (или степень обжатия) и скорость деформации. Чтобы сохранить или создать в материале запас избыточной энергии, необходимой для последующей рекристаллизации, между этими параметрами следует поддерживать определенные соотношения.

Интересные результаты получены Филиппи при исследовании влияния параметров объемной штамповки на микроструктуру сплава TD-нихром. На рис. 7.31 показано соотношение между размером зерна, T штамповки и условиями конечного отжига. Штамповку проводили при достаточно высоких скоростях деформации на механическом прессе в обычных штампах. Размер зерна образцов, исследованных как после штамповки, так и после отжига, увеличивается приблизительно с 5 до 175 мкм при увеличении T штамповки с 649 до 982 °С (см. рис. 7.31). Выше 982 °C кроме T штамповки на размер зерна влияют также условия окончательного отжига. Непосредственно после штамповки при этих температурах размер рекристаллизованного зерна составляет 1—2 мкм. Тот же материал после отжига при 1343 °C имеет размер зерна ~1000—2000 мкм.

Необходимость горячей обработки давлением экструдированных дисперсноупрочненных сплавов была независимо установлена Гессингером и др. и Гласговом. Результаты изучения горячей деформации сплава МА738 приведены на рис. 7.32. Благодаря мелкозернистой структуре, характерной для экструдированного материала, напряжение течения, в особенности при малых скоростях деформации, оказывается низким. Относительное удлинение может достигать 125%. Также видно, что путем последующей термической обработки при 1270 °C в течение 3 ч в сплаве удается вызвать рост зерна (стрелкой отмечены лишь те режимы деформации, после которых укрупнения зерна не происходит). Гласгов получал крупное удлиненное зерно в экструдированном дисперсноупрочненном сплаве WAZ-D, нагревая до 1320 °C материал, деформированный при 1040—1095 °C при малых напряжениях и вытяжке более 100%.

Зингер и Гессингер подвергали экструдированный сплав МА6000 деформации при различных сочетаниях величин деформации, скорости деформации и Т. Результаты, полученные при последующем изучении процессов рекристаллизации, обобщены на рис. 7.33. Кривая на диаграмме отделяет область, в пределах которой возможен рост зерна, от области, где движущая сила вторичной рекристаллизации снизилась до величины меньшей критической. В качестве коррелируемого параметра удобно выбрать отношение скорости деформации к коэффициенту диффузии (это позволяет учесть влияние температуры):

где D — коэффициент диффузии; D0 — предэкспоненциальный множитель; Q — энергия активации диффузии никеля в никель-хромовых сплавах.

В процессе деформации зерна остаются равноосными, но несколько увеличиваются в размерах. На рис. 7.34 показано распределение зерен по размерам в материале, подвергнутом деформации. Сплав со средним размером зерна от 0,18 до 0,22 мкм поддается рекристаллизации, а с размером 0,36 мкм остается мелкозернистым.

На рис. 7.35 изображена зависимость величины рекристаллизованного зерна в продольном (1) и поперечном (2) направлениях от степени дополнительной деформации экструдированного материала. Деформация со степенями, превышающими указанные на рис. 7.35, приводит к получению мелкозернистого материала.

При помощи дополнительной деформации можно добиться формирования крупнозернистой рекристаллизованной структуры и в материале, полученном путем ГИП. Дополнительная обработка давлением при большой степени деформации и высокой скорости деформации позволяет с успехом проводить рекристаллизационный отжиг сплава (рис. 7.36). Благодаря этому удается получать прутковые заготовки более крупных размеров, чем при экструзии.

Получение готовых изделий. Уже отмечалось, что мелкозернистая структура, которой обладают непосредственно после компактирования такие дисперсноупрочненные сплавы, как МА6000, облегчает их деформирование при повышенных температурах. Зингер и Гессингер показали, что экструдированный сплав МА6000 может быть подвергнут деформации в условиях сверхпластичности. Совместное действие частиц оксидов и выделений у'-фазы оказывается достаточным для того, чтобы стабилизировать размер зерна на уровне 0,4 мкм. Малый размер зерна активизирует зернограничное проскальзывание. Зависимость величины относительного удлинения до разрушения от е/D изображена на рис. 7.37. Удлинение может достигать 650%, что типично для сверхпластичности. Одновременно можно за счет снижения скорости деформации существенно уменьшить напряжение течения (рис. 7.38). При помощи соответствующей нормировки напряжений и скоростей деформации все полученные результаты можно представить одной кривой, изображающей зависимость напряжения от скорости деформации:

где А — константа материала; E — модуль упругости; m — коэффициент чувствительности к скорости деформации.

Низкоскоростная штамповка изделий при повышенных температурах требует применения обогреваемых штампов для уменьшения захолаживания металла. Для обеспечения высокотемпературной прочности штампов их приходится изготавливать из литых жаропрочных сплавов на основе никеля или молибденового сплава TZM. На рис. 7.39 изображено поперечное сечение модельной лопатки турбины, полученной путем штамповки в условиях сверхпластичности и затем подвергнутой термообработке на крупное зерно.


Хотя применение изотермической штамповки для получения изделий вполне реально, их изготовление с помощью ГИП с экономической точки зрения еще более привлекательно. Однако к дисперсноупрочненным сплавам (по крайней мере, к тем из них, которые содержат большую объемную долю у'-фазы) эта технология, по-видимому, неприменима. Удлинённое зерно можно получить только при отжиге в условиях температурного градиента. До сих пор все попытки получить структуру с удлиненной формой зерна путем зонного отжига заготовок после ГИП были безуспешными.


Имя:*
E-Mail:
Комментарий: