Термическая обработка сплава 36HXTЮ » Ремонт Строительство Интерьер

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Термическая обработка сплава 36HXTЮ

13.06.2021

Химический состав сплава выбран таким образом, чтобы были обеспечены: во-первых, устойчивая аустенитная структура, во-вторых, повышенная коррозионная стойкость и, в-третьих, значительное упрочнение.

Для удовлетворения первого из этих требований в сплав введены значительные количества никеля и хрома. Выполнение второго требования обеспечивается введением хрома, но в ограниченном количестве (13%), из-за опасности образования о-фазы; уменьшенная концентрация хрома, вызывающая снижение коррозионной стойкости, отчасти компенсируется повышенным содержанием никеля. Высокое упрочнение достигается благодаря наличию никеля, титана и алюминия, образующих при старении фазу у' [(Ni, Fe)3 (Al, Ti)]. Присутствие алюминия, но в ограниченном количестве, во избежание усиления тенденции к образованию o-фазы необходимо для улучшения пластичности сплава и стабилизации у'-фазы, с тем чтобы уменьшить эффект возможного перестаривания с образованием n-фазы.

Судя по данным, в составе сплава типа 36НХТЮ было бы полезным иметь некоторое количество ниобия для связывания углерода в карбиды. Это позволило бы стабилизировать эффект упрочнения, так как весь вводимый в сплав титан использовался бы для образования фазы у'.

Структура сплава 36НХТЮ в равновесном состоянии — после медленного охлаждения от высоких температур — состоит из твердого раствора и гексагональной фазы — типа n (Ni3Ti), имеющей вид игл и пластинок.

Высокие прочностные свойства сплава 36НХТЮ достигаются после закалки из однофазной области у-твердого раствора и последующего отпуска (старения).

Закалкасплава 36НХТЮ. Зависимости свойств сплава от температуры закалки приведены на рис. 151. При нагреве до 800—900° С сплав по структуре является двухфазным, причем в условиях длительных выдержек эти фазы следующие: y-твердый раствор и n-фаза (Ni3Ti). При более кратковременном нагреве вместо n-фазы присутствует фаза у'.
Термическая обработка сплава 36HXTЮ

При превышении 900° С свойства и состояние сплава сильно изменяются, так как резко возрастает растворимость избыточных фаз n или у' и соответственно уменьшается количество этих фаз в структуре закаленного сплава. Растворение у'-фазы происходит непрерывно независимо от особенностей структурного механизма ее образования — непрерывного или прерывистого. В то же время механизм растворения n-фазы оказывается таким же, каким был и механизм ее образования.

При нагреве до 950—975° С концентрация y-твердого раствора приближается к предельной и можно считать, что сплав является практически однофазным. Возможно, однако, что концентрация твердого раствора не вполне однородна, особенно в районе границ зерен, поскольку некоторые из компонентов, присутствующих в сплаве, в частности алюминий и титан, — поверхностно активные. Нагрев сплава при более высоких температурах (>1000° С) повышает структурную и химическую однородность у-твердого раствора, особенно в приграничных зонах и поэтому резко увеличивается величина зерна.

Пластичность сплава в результате растворения избыточных фаз возрастает. Однако при значительном укрупнении зерна, например, после закалки с 1100°С, она сильно снижается. При этом характер разрушения изменяется от среза к отрыву.

А.Г. Карпов изучил процесс рекристаллизации сплава 36НХТЮ и построил диаграмму этого процесса (рис. 152). Видно, что критическая степень деформации отвечает 2—15%. При нагреве на 1050—1080° С после предшествующей деформации с большими обжатиями наблюдается второй максимум, появление которого связано с существованием резко выраженной текстуры деформации и рекристаллизации. От величины зерна и его субструктуры зависит его пластичность. По данным, оптимальная величина зерна, при которой обеспечивается хорошая штампуемость упругих элементов, должна составлять 30—50 мкм для ленты толщиной 0,3 мм, т. е. отношение толщины ленты к диаметру зерна должно быть равным 6—10. От величины зерна (при равной температуре закалки) зависит и степень упрочнения сплава после старения, измеренная в условиях статического или циклического нагружения (рис. 153).

Помимо величины зерна, на степень упрочнения сплава при старении сильно влияет и состояние кристаллов у-твердого раствора, обусловленное температурой нагрева.

Более высокое упрочнение сплава 36НХТЮ (рис. 154) в процессе старения достигается после низкотемпературной закалки (900—970° С) по сравнению с закалкой при 1050—1100° C. Такое влияние температуры нагрева, вероятно, связано с изменением состояния матричной фазы, которая обусловливает характер превращений при последующем старении. Ранее было высказано предположение, что приграничные зоны зерна обогащены растворенными элементами, что и подтвердилось данными о повышенной травимости этих зон результатами электронномикроскопического исследования, а также теоретических работ. После более высокотемпературной закалки распределение легирующих элементов в кристаллах y-твердого раствора более равномерное. Электронномикроскопические исследования фольги из сплава 36НХТЮ «на просвет» показали, что внутри зерен (после закалки при 970° С) имеется довольно большое число дислокаций в виде плоских скоплений, особенно около границ зерен и нерастворившихся включений карбидов титана.

Однако не все дислокации являются эффективными стоками вакансий и поэтому количество вакансий с ростом температуры закалки, по данным В.В. Караваевой, растет, но все же это увеличение весьма невелико. Миграция избыточных вакансий к своим стокам в процессе охлаждения от температуры закалки может вызвать изменение распределения атомов в решетке твердого раствора, которое и при температуре закалки не является статистически неупорядоченным.

Действительно, судя по данным измерений свойств закаленных сплавов после холодной пластической деформации (рис. 155), распределение атомов в твердом растворе отличается от статистического и, вероятно, имеются области с локальным дальним порядком. Именно нарушение этого распределения атомов при наклепе и ведет к снижению электросопротивления, величина которого тем меньше, чем выше температура закалки.

Свойства сплава 36НХТЮ после старения зависят не только от температуры нагрева, но и от скорости охлаждения при закалке. Согласно данным, эта скорость должна быть возможно большей и поэтому обычно в качестве охлаждающей среды применяют воду с температурой 20° С. При использовании вакуумных закалочных печей изделия можно охлаждать в силиконовом масле.

Превращение сплава 36НХТЮ при отпуске Изменение свойств сплава 36НХТЮ после закалки с 950° С в воде и отпуска при 500—800° С различной продолжительности показано на рис. 156. Следует, однако, отметить, что, по данным В.В. Караваевой и В.Ф. Суховарова, первые изменения свойств, в частности электросопротивления, фиксируются при довольно низких температурах. Эту область низких температур они разделяют на три интервала: 20—175; 175—400 и 400—500° С (рис. 157). Первая стадия — это миграция парных вакансий [энергия активации Q = 110 ± 8,4 кдж/моль (26 ± 2 ккал/моль)], ведущая к установлению ближнего порядка; ее не наблюдается после предварительной высокотемпературной закалки (1150° С). Вторая стадия роста электросопротивления связана с движением избыточных вакансий [энергия активации Q = 147 ± 4,2 кдж/моль (35 ± 1 ккал/моль)], которое, как и движение парных вакансий, может привести к более полному образованию К-состояния, которое частично фиксируется в процессе самой закалки. На третьей стадии [Q = 282 ± 12,6 кдж/моль (67 ± 3 ккал/моль)] происходят процессы перераспределения атомов компонентов (энергия активации самодиффузии близка к указанной величине), контролируемые миграцией равновесных (тепловых) вакансий. В итоге на третьей стадии могут возникать сегрегации малых размеров. Микроструктура сплава после отпуска при 500° С, т. е. на третьей стадии, по данным электронномикроскопических исследований, остается без изменений: Это свидетельствует о том, что изменения свойств на этой стадии отпуска связаны с перераспределением атомов. Возникающее при этом структурное состояние, характеризуемое повышенным электросопротивлением и твердостью, можно устранить последующим кратковременным (5 сек) отпуском при 700° С.

После отпуска при 600° С значительно изменяются микроструктура (рис. 158) и свойства (рис. 156) — сильно повышаются твердость (до 440 HV), предел прочности (до 1380 Мн/м2 или 140 кГ/мм2) и предел упругости (о0,002 — до 716 Мн/м2, т. е. 72 кГ/мм2). По изменению электросопротивления при этом отпуске можно отметить стадию образования сегрегаций (продолжительность 30 мин) и собственно распад пересыщенного твердого раствора с выделением избыточных фаз.

Свойства сплава в процессе отпуска при 650° С (см. рис. 156) изменяются быстрее, чем при 600° С. Соответственно быстрее протекают и структурные превращения. После отпуска при 650° С на кривой изменения электросопротивления отмечаются три подъема: при 10, 30 и 240 мин. Первый из них связан с образованием сегрегаций, а два последующих — с выделением избыточных фаз вNi3Ti и у' с г. ц. к. решеткой при неоднородном развитии распада в зернах твердого раствора (см. ниже). Максимальное сопротивление малым и большим пластическим деформациям достигается после отпуска при 650° С в течение 4 ч, при 700° С за 2—3 ч, а при 750° С — за 1 ч.

Существенно, что в процессе отпуска растут модули нормальной упругости и сдвига (рис. 159), что свидетельствует об увеличении сил связи в решетке. Об этом свидетельствует тот факт, что отпуск, вызывающий практически максимальное упрочнение, смещает зернограничный пик к области более высоких температур по сравнению с исходным (закаленным) состоянием (рис. 160), а рост фона внутреннего трения также замедляется, т. е. ослабляются релаксационные процессы. Рост модулей упругости и повышение степени упрочнения идут почти параллельно, поэтому возможно, что определенную роль в этом приросте модулей, помимо появления интерметаллидных фаз, обладающих высокими модулями упругости, играет и снижение величины неупругой (обратимой) деформации, поскольку в результате старения создаются препятствия к обратимому и необратимому перемещению дислокаций.

Изменение микроструктуры при отпуске — и при 600° С и при более высоких температурах (до 850° С) — характеризуется наличием областей более интенсивного травления, начинающихся в районе границ зерен и по мере развития распада продвигающихся фронтально в глубь зерен. По данным А.В. Смирновой, протяженность (т. е. площадь) этих областей в процессе 4-ч отпуска при 600° С составляет 1,7%, при 650° С 14,8%, при 700° С 19% и при 750° С 24,8% от всей поверхности зерен у-твердого раствора. Отдельные фазы в областях более интенсивного травления при оптическом металлографическом исследовании не обнаруживаются. С помощью электронномикроскопического исследования «на просвет» авторы работы показали, что в приграничных зонах выделения фазы y' имеют вид пластинок-ламелей или стерженьков. Однако в работе на основании электронномикроскопического анализа с помощью реплик утверждается, что частицы у'-фазы в приграничных зонах имеют округлую форму, причем их размеры тем больше, чем выше температура отпуска: при 650° С 15—30 нм (150—300 А,) а при 700° С — до 40 нм (400 А). Только после отпуска при 750° С наряду с крупными частицами (45—50 нм, т. е. 450—500 А) у'-фазы, по данным, в приграничных областях появляются частицы в виде пластинок, но они соответствуют уже другой фазе — PNi3Ti с г. ц. к. решеткой.

Наряду с зонами интенсивного травления после отпуска при 600° С и более высоких температурах в основном объеме зерен также происходит распад твердого раствора с образованием частиц у'-фазы. Однако величину этих частиц удается надежно определить лишь после более высокотемпературного отпуска — при 750—800° С (рис. 161), так как при более низких температурах они плохо разрешаются даже при электронномикроскопическом исследовании. По данным, величина частиц у'-фазы, близкой по составу к (Ni, Fe)3 (Al, Ti) с повышением температуры отпуска растет. Так, средний размер частиц после 4-ч отпуска и их количество (n) на 1 мм площади зерна характеризуется следующими данными:

Фазовый анализ также показал, что по мере развития старения при 650 или 700° С растет количество интерметаллидных фаз. Так, после отпуска при 650° С с выдержкой 1 ч количество этих фаз составляет 0,86% (по массе), а за 4 ч, когда достигается максимальное упрочнение, это количество равно 4,1%. Напротив, после высокотемпературной закалки (1100° C), не вызывающей высокого упрочнения, количество интерметаллидных фаз в результате того же отпуска составляет 0,8—0,9%, что и определяет более низкие значения прочностных свойств.

Из сопоставления приведенных данных следует, что упрочнение сплава 36НХТЮ находится в определенной корреляционной связи с величиной и количеством частиц у'-фазы и с расстоянием между ними. Расчеты, приведенные в работе, показывают, что упрочнение сплава 36НХТЮ при старении является прежде всего результатом роста внутреннего сопротивления скольжению (o0) главным образом под влиянием упорядоченности атомной структуры выделяющейся фазы и матрицы, так как на возникновение антифазной границы и на ее устранение при движении сверхдислокаций требуется дополнительная затрата энергии (прирост 110 Мн/м2, или 10,8 кГ/мм2). Определенное значение имеет также рост полей упругих напряжений (прирост 30 Мн/м2, т. е. ~29 кГ/мм2), увеличение когерентной границы между частицами у' и матрицей (прирост 300 Мн/м2, т. е. ~29 кГ/мм2), повышенный предел текучести фазы у'. Существенный вклад в упрочнение также вносят: рост коэффициента блокировки дислокаций К, так как последние при деформации состаренного сплава располагаются в виде плоских скоплений, и величина зерна (рис. 162, 163).

Важно, что в результате старения растет коэффициент упрочнения, максимум которого достигается при той продолжительности процесса, когда наибольшим оказывается и абсолютная величина упрочнения. Коэффициент упрочнения имеет тем большую величину, чем меньше деформация (рис. 164), что особенно важно для упругих элементов, так как в них при рабочих напряжениях возникают лишь малые пластические деформации. Следует указать, что от коэффициента упрочнения зависят величины последействия, гистерезиса и ползучести (при нормальных температурах).

После высокотемпературного отпуска (при 850—900° С), особенно большой продолжительности, вызывающего разупрочнение, в структуре сплава 36НХТЮ наряду с крупными частицами у' обнаруживается стабильная n-фаза (Ni3Ti) в виде пластинок, обладающая гексагональной решеткой. По мнению А. В. Смирновой, n-фаза возникает в результате растворения образующейся в первую очередь у'-фазы. Размеры пластинок n-фазы больше, чем включений у'-фазы, поскольку скорость их коагуляции выше. Поэтому после отпуска в указанной области температур упрочнение ниже, чем при более низких температурах, когда распад твердого раствора сопровождается образованием мелкодисперсных и когерентно связанных с матрицей частиц у'-фазы.

По данным, n-фаза может выделяться по типу непрерывного распада, образуя видманштеттову структуру, а также по типу прерывистого распада, для которого характерно возникновение длинных параллельных пластинок избыточной фазы.

В условиях изотермической выдержки при повышенных температурах отпуска прерывистый распад с образованием n-фазы возникает в тех зернах или их областях, в которых ранее прошел непрерывный распад с выделением метастабильной фазы у'. Напротив, непрерывное выделение n-фазы наблюдается в том случае, если ранее произошло прерывистое выделение у'-фазы. Таким образом, установлена связь между механизмом распада с образованием метастабильной у'-фазы и механизмом последующего образования стабильной n-фазы.

Как указывалось выше, в сплаве 36НХТЮ при отпуске в интервале 600—750° С одновременно происходит прерывистое и непрерывное выделение. Прерывистое выделение характеризуют зоны интенсивного травления (см. рис. 165), начинающиеся в районе границ зерен. В этих зонах вследствие сегрегации поверхностно активных компонентов и скопления дислокаций с большой скоростью образуются зародыши новой фазы и возникают характерные ячейки, состоящие из ламелей (или точнее стерженьков) выделяющейся y'-фазы и обедненного у-твердого раствора.

Судя по данным, основанным на анализе дифракционного контраста, ламели в действительности неоднородны. Поверхностные слои, по-видимому, обогащены алюминием, а во внутренних, напротив, он почти отсутствует, что и облегчает перестройку последних при повышенных температурах отпуска с образованием n-фазы.

Ячейки прерывистого распада обычно имеют некогерентную границу с остальным объемом зерна, вдоль которой с большой скоростью протекает диффузия растворенных компонентов, что и определяет большую скорость прерывистого выделения. По данным В.Ф. Суховарова и В.В. Караваемой, прерывистое выделение у'-фазы в сплаве 36НХТЮ, как и в зонах непрерывного выделения, характеризуется наличием когерентной связи частиц с матрицей. В зонах прерывистого распада сопротивление скольжению, по данным В.В. Караваевой и В.Ф. Суховарова, определяется механизмом огибания ламелей дислокациями, а в области непрерывного выделения — механизмом перерезания частиц. Перерезание частиц у', как экспериментально показано в работе, осуществляется парными дислокациями, причем ведомая дислокация восстанавливает порядок в частицах у'-фазы.

Ранее проведенные исследования показали, что появление в структуре зон интенсивного травления, т. е. областей прерывистого распада, связано с условиями закалки. После высокотемпературной закалки областей прерывистого распада не обнаруживается. Однако если после высокотемпературного нагрева (1150—1280° С) сплав охладить до температуры 970° С, соответствующей обычно применяемой при закалке заготовок для упругих элементов, то, по данным, при старении вновь возникнет прерывистый распад. Этот эффект авторы объясняют образованием при температуре закалки зернограничных сегрегаций, облегчающих зарождение ячеек ламельного строения.

Появлению указанных сегрегаций также способствует определенная продолжительность нагрева сплава при температуре нижней области однофазного твердого раствора вблизи поверхности растворимости (920—940° С), когда в структуре имеются выделения частиц стабильной фазы n. Таким образом, для прерывистого распада нужна определенная степень гетерогенизации твердого раствора, которая и достигается в рассмотренных выше случаях. Напротив, для непрерывного распада требуется высокая однородность твердого раствора. Отсюда следует, что механизм выделения избыточных фаз при старении и, как будет показано ниже, соответствующий уровень упрочнения в первую очередь определяются температурой закалки, т. е. состоянием твердого раствора.

Сопоставление изменения свойств и структурной картины распада показывает, что наибольшее упрочнение достигается на стадии старения, соответствующей развитию наряду с непрерывным прерывистого выделения. При этом, как следует из данных измерения микротвердости, последняя в областях прерывистого распада растет быстрее, и когда в объеме зерна с непрерывным выделением достигается ее максимум, в первых областях происходит разупрочнение. Такая неоднородность упрочнения нежелательна для пружинных сплавов, так как не обеспечивает высокого сопротивления микропластическим деформациям, которым потенциально обладает сплав.

Для обеспечения высокого сопротивления малым пластическим деформациям, по-видимому, наиболее эффективно непрерывное выделение, так как при этом равномерно упрочняется каждый микрообъем кристалла. При непрерывном выделении может быть достигнуто высокое сопротивление движению всех или большинства дислокаций. Пример TdMy — равномерное непрерывное выделение в сплавах, претерпевающих мартенситное превращение. Именно поэтому у мартенситостареющих сталей и достигаются исключительно высокие значения предела упругости.

Непрерывный распад при старении сплава 36НХТЮ возможен только после его высокотемпературной закалки, но сопротивление малым и большим пластическим деформациям при этом намного ниже, чем после низкотемпературной закалки и старения, когда в сплаве одновременно развиваются прерывистое и непрерывное выделения. Большее упрочнение сплава в последнем случае связано с повышенной дисперсностью выделяющихся фаз, так как после низкотемпературной закалки в структуре твердого раствора больше потенциальных центров зарождения частиц избыточных фаз. Помимо дисперсности, определенный вклад в упрочнение может вносить и различие в составе избыточных фаз после различной термической обработки; поэтому сопротивление скольжению частиц этих фаз будет различным. О различном составе выделяющихся фаз, точнее об их неоднородном составе свидетельствуют данные работы о неравномерном дифракционном контрасте ламелей у'-фазы в зонах прерывистого выделения.

Кроме того, если закалке подвергают предварительно деформированные сплавы, как это обычно и бывает, то после низкотемпературной закалки субструктура оказывается более измельченной, чем после высокотемпературной. Поэтому сплав после низкотемпературной закалки более сильно упрочнен как непосредственно после закалки, так и после старения.

Как было показано выше, прирост предела упругости в результате старения значительно выше, чем твердости. В частности, твердость сплава 36НХТЮ при отпуске возрастает максимально в 2,5 раза, а предел упругости увеличивается почти в 4 раза. Это означает, что далеко не все частицы выделений эффективно препятствуют движению дислокаций; некоторые выделения легко перерезаются, а возможно, что и разрушаются при прохождении первых же дислокаций.

Максимальная величина предела упругости достигается после закалки с 950° С и старения при 700° С в течение 2—3 ч (рис. 156).

Данные об изменении физико-механических свойств сплава 36НХТЮ при отпуске находятся в хорошем соответствии с результатами определения характеристик несовершенной упругости.

Как можно видеть из рис. 166, отпуск при 700° С существенно влияет на характеристики несовершенной упругости, измеренные на мембранах. Предел упругости мембран (Pупр) растет параллельно пределу упругости сплава (о0,002 или о0,01) (см. рис. 156), a ctg а — параллельно модулю нормальной упругости сплава. Таким образом, существует прямая связь между свойствами сплава, измеренными на образцах, и характеристиками, определенными на изделиях. Повышение сопротивления малым пластическим деформациям приводит к уменьшению упругого гистерезиса изделий (Гmax и Z Г). Минимальная величина упругого гистерезиса достигается при максимальном пределе упругости. Результатам испытания мембран отвечают данные измерений микропластического внутреннего трения, которое снижается, как и неупругие характеристики мембран.

Существенно, что и предел выносливости при симметричном цикле (база 5* 10в6 циклов) изменяется как и величина упрочнения. Поэтому максимальный предел выносливости достигается после той же термической обработки и, следовательно, при том же структурном состоянии, при котором предел упругости оказывается максимальным и величина рассеяния энергии упругих колебаний приобретает минимальное значение. Это свидетельствует об определенной связи между развитием процессов, ведущих к усталостному разрушению, и явлениями неупругости, и означает, что корреляцию между пределами упругости и выносливости нельзя рассматривать как чисто эмпирическую.

Для снижения неупругих эффектов, а по-видимому, и для повышения предела выносливости, необходимо увеличить сопротивление малым пластическим деформациям. Это достигается соответствующим подбором режимов термической обработки и состава сплава. В частности, несомненный интерес представляет использование двухступенчатого старения — сначала более высокотемпературного, а затем низкотемпературного, например при 700 и при 600° С. В результате низкотемпературного старения удается дополнительно увеличить количество частиц интерметаллидных фаз по сравнению со старением при высокой температуре вследствие относительно большего в этих условиях пересыщения у-твердого раствора. Предварительное высокотемпературное старение, благодаря возникающим упругим напряжениям, интенсифицирует развитие старения при пониженных температурах. Возможно также, что выделение при этих температурах (600° С) идет по непрерывному механизму, охватывающему практически весь объем кристаллитов (рис. 167). Таким образом, в результате достигается более равномерное упрочнение, чем при использовании только одного высокотемпературного старения.

Были проведены опыты по двухступенчатому старению сплава 36НХТЮ: сначала при 700° С в течение 1, 3 и 6 ч, а затем при 600° С — до 6 ч. Оказалось, что при оптимальном режиме такого старения (700° С, 3 ч и 600° С, 4 ч) предел упругости (о0,002) возрос с 710 Мн/м2 (72 кГ/мм2) до 790 Мн/м2 (80 кГ/мм2), т. е. весьма существенно. Для службы упругих элементов, особенно, когда важна их стабильность, большое значение имеет деформация ползучести (см. стр. 203). На рис. 168 и 169 представлены данные В.А. Федоровича о ползучести сплава 36НХТЮ при 20° С и при 150° С после закалки при 970° С и старения при 700° С в течение 3 ч. При температуре 20° С и напряжении 570—610 Мн/м2 (58—62 кГ/мм2) (т. е. менее 3*10в-3 Е), наблюдается логарифмическая ползучесть. Скорость ползучести постепенно уменьшается и через 50—100 ч практически оказывается равной нулю. При более высоких напряжениях и повышенной температуре (150° С) деформация ползучести, как показал В.А. Федорович, хорошо аппроксимируется степенной функцией е = е0 + K1тm, где показатель степени m при 20—150° С для сплава 36НХТЮ равен 0,16.

Анализ приведенных данных показывает, что повышение температуры до 150° С мало влияет на деформацию ползучести сплава 36НХТЮ, которая резко возрастает при напряжениях, превышающих предел упругости, особенно с малым допуском на остаточную деформацию (о0,001) — рис. 170. Это малое влияние температуры, возможно, связано с тем, что, по данным В. В. Караваевой, прочность частиц у' растет с повышением температуры и таким образом увеличивается их сопротивление перерезанию дислокациями. По-видимому, основной механизм развития пластической деформации при ползучести — термически активируемое поперечное скольжение и переползание дислокаций.

Значительное увеличение деформации ползучести при о > o0,001, возможно, связано с тем, что при этом начинает действовать механизм динамического возврата за счет поперечного скольжения, в результате чего и снижается коэффициент упрочнения. Ниже этого напряжения наблюдается так называемая логарифмическая ползучесть, а выше — степенная. С повышением температуры снижается o0,001, а значит, уменьшается то предельное напряжение, ниже которого справедлива логарифмическая ползучесть. Из приведенных результатов следует, что сравнивать различные пружинные сплавы по величине деформации ползучести надо при напряжениях, составляющих равную долю от предела упругости. Это положение справедливо для температур менее 0,3 Тпл.

Характер роста остаточной деформации с увеличением напряжений при кратковременном и длительном нагружении практически одинаков, хотя абсолютное значение деформации во втором случае, естественно, выше. Интересно, что скорость ползучести изменяется соответственно изменению величины, обратной коэффициенту упрочнения (V = 1/K). Зависимость скорости ползучести от напряжения, согласно данным В.А. Федоровича, следует соотношению: е = Von, где n — показатель степени, равный для сплава 36НХТЮ 3 и 6 соответственно при температурах 20 и 150° С. Остаточная деформация сплава 36НХТЮ в условиях длительного статического нагружения (ползучести) практически не зависит от величины зерна в пределах от 20 до 80 мкм (толщина образцов 0,3 мм). Однако остаточная деформация, накапливаемая в условиях циклического нагружения, оказывается тем меньше и циклическая прочность тем больше, чем мельче зерно (рис. 171).

Деформация ползучести сплава 36НХТЮ (см. рис. 172), даже при 20° С, сильно зависит от стабильности исходной структуры, полученной после закалки и старения. Чем выше стабильность, т. е. чем больше продолжительность старения, тем меньше и деформация ползучести? хотя величина предела упругости при этом более низкая. Наиболее значительное снижение деформации ползучести у сплава 36НХТЮ было достигнуто в результате применения двухступенчатого старения (рис. 173), которое также повышает и предел упругости.

Для повышения стабильности характеристик УЧЭ на практике часто прибегают к их предварительному нагружению напряжением, превышающим предел упругости сплава, что ведет к росту этого свойства за счет возникновения «полезных» остаточных напряжений. Однако упругий элемент, стабилизированный этим методом, не может быть достаточно стабильным, поскольку при длительном хранении или эксплуатации будет происходить релаксация этих остаточных напряжений и связанные с этим изменения размеров, что и наблюдается на практике. С целью стабилизации УЧЭ В.А. Федорович и автор предложили метод, основанный на предварительном нагружении этих изделий до появления остаточной деформации (—0,02%) с последующим отпуском сплава 36НХТЮ при 500° С.

При этом практически до нуля снижаются остаточные напряжения и происходят процессы полигонизации с возможным дополнительным выделением.

В итоге предел упругости сплава 36НХТЮ возрастает с 705—745 Мн/м2 (72—75 кГ/мм2) до 980 Мн/м2 (100 кГ/мм2), а сопротивление ползучести увеличивается в 2—4 раза. Этот метод стабилизации характеристик УЧЭ полностью применим и для УЧЭ из других сплавов, но для них должен быть установлен режим дополнительного отпуска. Так, поданным В. А. Федоровича и автора, отпуск УЧЭ из бериллиевой бронзы Бр. БИТ 1,9 должен быть при 200—250° С.

Влияние микролегирования бором на структуру и свойства сплава 36НХТЮ после закалки и отпуска. Одним из эффективных путей улучшения свойств пружинного сплава 36ХНТЮ является микролегирование, позволяющее изменять структурные превращения в этом сплаве при термической обработке.

Выше было показано, что при введении бора в стали, упрочняемые мартенситным превращением, улучшается их сопротивление малым' пластическим деформациям в связи с образованием прочных атмосфер на дислокациях. Эффективно также введение бора в дисперсионно твердеющую аустенитную сталь. Бор оказывает в этих системах, по-видимому, двоякое влияние. С одной стороны, он прямо воздействует на рост сопротивления малым пластическим деформациям вследствие образования атмосфер на дислокациях. С другой стороны, установленное в ряде работ преимущественное распределение атомов бора на границах уменьшает концентрацию таких поверхностно активных элементов, как титан и алюминий, присутствие которых инициирует распад в пограничных зонах, носящий после низкотемпературной закалки прерывистый характер. Замедлению распада в пограничных зонах также способствует связывание вакансий атомами бора или в его присутствии атомами других компонентов. Поэтому при наличии в сплаве бора распад твердого раствора должен происходить равномерно по всему объему кристаллитов, по-видимому, по непрерывному типу или во всяком случае при слабом развитии прерывистого распада. При равномерном распаде твердого раствора стадия, соответствующая максимальному упрочнению, достигается одновременно по всему объему кристаллитов. Как показано выше, зависимость сопротивления малым пластическим деформациям от концентрации бора в углеродсодержащих легированных сталях характеризуется наличием экстремума при ~10в-3 % В. Существенно, что и зависимости других свойств сплавов, в частности, жаропрочности и прокаливаемости, от концентрации бора также имеют экстремум.

Исследования процесса закалки сплава ЗбНХТЮ, содержащего бор (от 0,003 до 0,007%), показало, что при повышенной температуре (1050—1100° C) вследствие роста зерна происходит соответствующее пересыщение приграничных объемов бором и выделяются борсодержащие фазы. Поэтому в твердом растворе остается значительно меньше бора и концентрация атмосфер на дислокациях, естественно, уменьшается. В итоге упрочняющее влияние бора практически не проявляется. Максимальное упрочнение сплава 36НХТЮ как с добавками бора, так и без бора, было достигнуто после закалки с 925—950° С и отпуска при 650° С, 4 ч или при 700° С, 2 ч. Поскольку характер изменения свойств сплава ЗбНХТЮ с бором и без него практически одинаков (рис. 174), следует считать, что выделение фазы у' при распаде пересыщенного твердого раствора в процессе отпуска и, следовательно, механизм упрочнения не зависит от присутствия бора. Однако бор, как и предполагалось выше, существенно изменяет микростуктурную картину распада пересыщенного твердого раствора, резко сокращая области прерывистого распада и тем самым создавая более однородное развитие по объему кристаллитов непрерывного распада (рис. 175). Этот эффект и одновременное блокирующее действие сегрегаций бора на дислокациях обеспечивает высокие значения сопротивления малым пластическим деформациям в сплавах, легированных бором. Так, после закалки с 925° С и отпуска при 700° С, 2 ч предел упругости (о0,005) сплава с 0,005% В (оптимальное количество) составил 1175 Мн/м2 (120 кГ/мм2), а без бора 860 Мн/м2 (88 кГ/мм2). После закалки и отпуска при 650° С, 4 ч, предел упругости первого сплава оказался еще выше — 1250 Мн/м2 (127 кГ/мм2) при 496 HV, тогда как у сплава без бора он остался на прежнем уровне. Изменение сопротивления малым пластическим деформациям, а также неупругих характеристик показывает, что при определенной концентрации бора наблюдается экстремум (рис. 176), соответствующий 0,005% В. Возможно, что существование этой оптимальной концентрации бора связано с его максимальной растворимостью в твердом растворе или с предельным насыщением атмосфер на дислокациях. При малой концентрации бора часть дефектов строения, в том числе вакансии, оказываются не связанными с атомами бора и поэтому его воздействие на величину упрочнения и на степень развития прерывистого распада сравнительно слабое. Напротив, при повышенной концентрации (>0,005% В), достаточной для образования избыточной фазы, эффективность бора из-за обеднения сегрегаций уменьшается или вообще прекращается. Образование частиц избыточной боридной фазы действительно наблюдали металлографическим методом в сплаве 36НХТЮ при 0,02% В. Существенно, что введение бора повышает сопротивление малым пластическим деформациям в условиях не только кратковременного, но и длительного нагружения. В частности, предел упругости, измеренный при более длительном нагружении, оказался также заметно выше (оптимум при 0,005% В), чем у сплава без бора.

Легирование сплава 36НХТЮ бором несколько повышает также и модуль упругости, что связано с уменьшением неупругой деформации вследствие образования сегрегаций. Судя по изменению внутреннего трения сплавов при повышении температуры, диффузионная подвижность атомов в решетке твердого раствора при введении бора уменьшается, что, по-видимому, объясняется тем, что атомы бора связывают вакансии. Этот же эффект замедления роста внутреннего трения при нагреве обнаружен также в аустенитной стали, но другого состава — типа 1Х18Н12Т. Как показано в работе, введение небольших добавок бора (0,005%) в сталь типа 36НХТЮ за счет дополнительного рафинирования повышает сопротивление ползучести, особенно на первой ее стадии.

Таким образом, введение бора в пружинные сплавы и, в частности, в сплав 36НХТЮ, рационально, так как при этом: улучшаются такие их основные характеристики, как сопротивление малым пластическим деформациям при кратковременном и длительном нагружении, и, по-видимому, теплостойкость.

При легировании бором снижается также величина упругого гистерезиса, измеренная непосредственно на изделиях. Сплав 36НХТЮ с 0,005%. В обладает максимальным пределом упругости и соответственно минимальным упругим гистерезисом (рис. 176). Введение бора не требует изменения технологии вы плавки и обработки давлением, а также режимов термической обработки, принятых для сплава 36НХТЮ данного состава. В настоящее время сплав 36НХТЮ, легированный бором (сплав ЭП215), используют для изготовления ответственных упругих элементов.

Влияние электрополирования на свойства сплава 36НХТЮ.

Свойства тонких лент и, по-видимому, проволоки из сплава 36НХТЮ, как показано в работе, могут быть значительно повышены в результате электрохимического полирования, улучшающего качество поверхности и состояние поверхностного слоя, который в наиболее типичных условиях службы пружин — при изгибе или кручении — воспринимает максимальные напряжения.

Как показали данные микрорентгеноспектрального анализа, поверхностные слои лент из сплава 36НХТЮ и его модификаций обеднены легирующими элементами, вызывающими эффект упрочнения при отпуске. Так, в поверхностном слое сплава 36НХТЮ содержание титана составляет 2,9%, а после удаления слоя 5 мкм 3,1%.

Поэтому после старения по оптимальным режимам упрочнение поверхностного слоя и особенно сопротивление малым пластическим деформациям образцов в целом оказывается сниженным. Удаление этого поверхностного слоя электрополированием, сильно повышает предел упругости сплава как после предварительной термической (закалка при 980° С и старение при 700° С, 3 ч), так и после термомеханической обработки (закалка, холодная прокатка с обжатием 15% и старение). Из данных работы А.М. Рябышева следует, что удаление слоя оптимальной толщины (10 мкм) с поверхности ленточных образцов (толщина 0,3 мм) после закалки и старения повышает предел упругости (о0,005) с 830 до 930 Мн/м2 (с 85 до 95 кГ/мм2). Кроме того, электрополирование увеличивает и релаксационную стойкость не только при нормальных, но и при повышенных температурах (табл. 51). Так, электрополирование сплава 36НХТЮ после закалки и старения снижает релаксацию напряжений при 20° С о0 = 715-745 Мн/м (73-76 кГ/мм2) и 1000 ч с 3,4 до 1,9%, а при 250° С и о0 = 655/675 Мн/м2 (67—69 кГ/мм2) релаксация напряжений за это же время снизилась с 5 до 3,2%. Важно, что свойства пружинного сплава улучшаются не только при статическом, но и при циклическом нагружении. В частности, снижается циклическая релаксация, характеризуемая величиной остаточной деформации (при о0 = 715 Мн/м2, т. е. 729 кГ/мм2), накапливаемой в процессе циклического нагружения (рис. 177), а также усталостная прочность. Так, при напряжении 686 Мн/м2 (70 кГ/мм2) число циклов до разрушения сплава 36НХТЮ после закалки и отпуска составляет 75000, а после электрополирования ~ 100 000 циклов. После термомеханической обработки электрополирование при том же напряжении повышает число циклов до разрушение примерно на 20 000.

Таким образом, применение электрополирования должно улучшить рабочие характеристики упругих элементов. Показано, что действительно эта поверхностная обработка снижает важнейшую характеристику УЧЭ — величину упругого гистерезиса с 2,3 до 1,47%.

Свойства сплава 36НХТЮ могут быть улучшены и в результате применения новых более совершенных методов выплавки. По данным, выплавка в вакуумных индукционных печах или та же выплавка с последующим вакуумно-дуговым переплавом, или выплавка в открытых индукционных печах с последующим электрошлаковым или вакуумным дуговым переплавом позволяет повысить пластичность и релаксационную стойкость и усталостную прочность сплава благодаря уменьшению содержания газов (кислорода, азота и водорода) и количества включений нитридов титана, карбонитридов титана и окислов. Кроме того, при использовании этих методов выплавки изменяется характер распределения включений. В итоге уменьшается анизотропия пределов прочности и усталости, а также улучшается коррозионная стойкость. Это улучшение коррозионной стойкости особенно заметно при испытаниях в 57%-ной азотной кислоте при 50° С: сплав, полученный выплавкой в открытой индукционной печи, оказывается нестойким [скорость коррозии 0,8670 г/(м2*ч)], а металл, выплавленный другими указанными выше более современными методами, отличается значительной коррозионной стойкостью: максимальная скорость коррозии 0,0699 г/(м2*ч). Преимущество новых методов выплавки сохраняется и после испытаний при 80° С в 57%-ной азотной кислоте, а также в серной и соляной, ортофосфорной и муравьиной кислотах. Это улучшение коррозионной стойкости авторы объясняют большей склонностью к пассивации более чистого металла, содержащего меньше газов и включений.

Плакирование сплава 36ХНТЮ. Задача дальнейшего повышения коррозионной стойкости упругих элементов из сплава ЗбНХТЮ может быть решена применением двуслойного плакирования более высококоррозионностойкими материалами и, в частности, техническим титаном BT-1 и сталями 0Х23Н18МЗДЗТ (ЭИ943), Х17Н13М2Т (ЭИ448) и др.

Трехслойные плакированные материалы получают следующим методом. Сначала в виде вакуумированного пакета их прокатывают вгорячую, при этом под воздействием давления и температуры между сплавами 36НХТЮ и плакирующими слоями возникает надежное соединение диффузионного характера. За горячей прокаткой следует холодная прокатка с промежуточными термическими обработками (закалками) до получения тонкой ленты. Показано, что при плакировании сплава 36НХТЮ сталью Х17Н13М2Т оптимальная толщина плакирующих слоев составляет 10—12% от общей толщины ленты. В этом случае трехслойная сталь после соответствующей термической обработки — закалки при 1000° С и отпуска, обычно более длительного (при 650° С, 6 ч), чем это принято для сплава 36НХТЮ (при 650° С, 4 ч), обладает высокими пределом упругости и коррозионной стойкостью. Хотя поверхностный слой из сталей Х17Н13М2Т или 0Х23Н18МЗДЗТ, естественно, менее упрочнен, чем срединный, основной слой из стали 36НХТЮ, предел упругости трехслойного образца, измеренный в условиях изгиба даже выше, чем образца, изготовленного только из стали 36НХТЮ. Как предполагают авторы, это объясняется образованием сильно упрочненной диффузионной зоны между основным и плакирующим слоем. Возможно также, что определенную роль играет величина и распределение остаточных напряжений, возникающих при деформации во время испытаний многослойного образца. Следует указать, что высокие механические свойства плакированного сплава 36НХТЮ подтвердились испытанием изделий. Важно, что упругие чувствительные элементы — мембранные коробки, изготовленные из плакированной ленты 36НХТЮ—0Х23Н18МЗДЗТ — оставались герметичными (применялась аргоно-дуговая сварка) и работоспособными после пребывания в нагруженном состоянии в 45%-ном растворе серной кислоты в течение 2000 ч. В то же время эти упругие чувствительные элементы из сплава 36НХТЮ при испытании в указанной среде выходили из строя через 100—120 ч. Судя по приведенным данным,плакирование — перспективный метод создания высококоррозионностойких пружинных материалов.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: