Сверхпластичность теплодеформированных металлов и сплавов

При деформации некоторых сплавов, особенно сплавов, находящихся в метастабильном состоянии, наблюдаются аномальные изменения сопротивления пластическому деформированию: резко падает прочность и очень сильно повышается пластичность (удлинение в ряде случаев достигает многих сотен процентов). Это явление зультатов. В работе А.А. Бочвара и З.А. Свидерской изучали закаленные сплавы системы Zn-Al. Температурная зависимость твердости этих сплавов приведена на рис. 119, а. Обнаружено, что для состава 80% Zn+20% Al, близкого к эвтектоидной концентрации (рис. 119,б), наблюдается весьма низкое сопротивление пластическому деформированию. Возрастание твердости при температурах выше 300° С отвечает переходу эвтектоидной точки. Такое аномальное падение твердости особенно резко наблюдается на сплаве, закаленном от температур выше 300°С (рис. 119,а). Испытания на растяжение при 300°С обнаружили резкое падение предела прочности (составляющего всего 200—250 г/мм2) и необычайно высокую пластичность (удлинение 200—400%. при сужении 100 %).

Факты свидетельствуют о том, что обнаруженные аномалии сверхпластичности в этих сплавах связаны с эвтектоидным превращением, протекающим в ходе пластического деформирования.

Позднее исследование сплавов системы Zn—Al в сверхпластичном состоянии проводилось А.А. Пресняковым с сотр. Сверхпластичными оказались закаленные сплавы с содержанием 71—88% Zn, но, как и в работе А.А. Бочвара и З.А. Свидерской, наибольшее удлинение было обнаружено на сплаве с 80% Zn. Сужение, равное 100%, у этого сплава наблюдалось при испытаниях на растяжение уже при комнатной температуре (удлинение — 75 %), а при 250—275° С удлинение составляло 650% (рис. 120,а). Также отмечалось характерное для явления сверхпластичности падение предела прочности (рис. 120,б). Исследователи отмечали, что нагрузка может быть зафиксирована лишь в первоначальный момент растяжения, а затем стрелка динамометра падает до нулевого значения, и весь процесс деформирования в состоянии сверхпластичности идет без фиксирования значения нагрузки.

Микроструктурные исследования обнаружили, что после закалки сплава эвтектоидного состава наблюдается лишь частичный распад и создается определенная степень метастабильности, сохраняющаяся до момента последующего деформирования (в условиях работы А.А. Преснякова до 24 ч). Окончательный распад сплава осуществляется в процессе деформирования (испытания на растяжение) сплава при повышенных температурах. Влияние деформации проявляется, видимо, в том, что формирующаяся при этом окончательная структура отличается высокой дисперсностью и равномерностью в распределении фаз.

Исследование показало, что чем выше температура закалки по сравнению с температурой эвтектоидной точки (275°), тем больше эффект сверхпластичности, т. е. закалка с 375 и 400° С в этом смысле более эффективна, чем закалка с 300° С. Если же сплавы после закалки подвергались гомогенизирующему нагреву и была ликвидирована их исходная метастабильность, то эффект сверхпластичности не обнаруживался.

Рентгеновские исследования подтвердили, что сверхпластичность эвтектоидных цинкалюминиевых сплавов связана с переходом исходной метастабильной структуры (переохлажденный нераспавшийся твердый раствор эвтектоидной концентрации) в стабильную эвтектоидную смесь, чему способствует деформация при повышенных температурах. Отсюда следует, что чем больший объем в сплаве занимают метастабильные структуры, тем сильнее проявляется при соответствующих условиях теплого деформирования эффект сверхпластичности. Так как процессы перехода метастабильной структуры в стабильную протекают с определенной скоростью, то должно быть соответствие между этой скоростью и скоростью деформации, так как в ходе последней осуществляется этот переход в стабильное состояние (и в этот момент проявляется сверхпластичность). Это подтверждают приведенные ниже данные для сплава 80% Zn-+20% Al:

С увеличением скорости растяжения эффект сверхпластичности вначале возрастает, достигает максимума, а затем при очень быстрой деформации уменьшается. При переходе от статического растяжения к динамическому эффект сверхпластичности эвтектоидных цинкалюминиевых сплавов вовсе исчезает.

Приведенные данные относятся к типичным эффектам сверхпластичности. В последующие годы (после работы А.А. Бочвара и З.А. Свидерской в 1945 г.) был выполнен ряд исследований, в которых изучали сплавы, обнаруживающие в процессе деформирования при повышенных температурах весьма высокую пластичность. Эти эффекты также классифицировали как сверхпластичность.

Как указывает А.А. Бочвар, одним из основных признаков сверхпластичного состояния данного сплава является разупрочнение (см. выше, падение деформирующих напряжений почти до нуля), сопровождаемое спонтанным развитием очень большой пластичности.

Учитывая практическую важность результатов, полученных на различных сплавах, а также то обстоятельство, что анализ этих результатов может помочь выяснить природу аномального повышения пластичности, представляется целесообразным продолжить рассмотрение фактов, полученных в некоторых работах. Высокое удлинение и сужение обнаружено в процессе испытаний на растяжение при 550—600° алюминиевой бронзы Cu+12% Al (А. А. Пресняков). Им же приводятся данные об аномально высокой пластичности в латуни Л52 в интервале 450—550°С (сужение достигало 100%, а удлинение увеличивалось до ~200% при одновременном снижении предела прочности более чем в три раза). Поскольку структура латуни в этом состоянии была стабильной и представляла собой в-фазу, отмеченные эффекты изменения механических свойств, по-видимому, должны быть связаны с процессом разупорядочения (в—>в'), протекающим примерно в указанном интервале температур. В латуни Л52 удавалось вызвать эффект повышения пластичности при последующих высокотемпературных испытаниях (при 300—350°С), если производилась предварительная, достаточно интенсивная пластическая деформация (обжатие 50—80%) при температуре 485° С, лежащей выше точки раз-упорядочения в—>в'.

В латунях Л62 и ЛС59-1 при высокотемпературных испытаниях на растяжение в области температур 870 и 770° С соответственно наблюдается резкое возрастание удлинения (рис. 121). При этих температурах исследованные латуни, имеющие двухфазную (а+в) структуру, обнаруживают все признаки сверхпластичности: равномерную деформацию, отсутствие шейки на образцах при разрыве и крайне низкое сопротивление деформированию.

Причиной проявления сверхпластичности в латунях Л62 и ЛС59-1 считают фазовые превращения (переход a-фазы в P-фазу), происходящие при этих температурах и интенсифицируемые деформацией. Действительно, если при указанных температурах выдержать некоторое время образцы до растяжения, то количество a-фазы уменьшается (она переходит в P-фазу), что подтверждается микроструктурным анализом. Тогда последующее растяжение уже не выявляет эффекта сверхпластичности, так как к моменту растяжения структура представляет собой одну в-фазу.

Таким образом, для (а+в)-латуней величина эффекта повышения пластичности при определенных температурах находится в прямой зависимости от количества сохранившейся до момента растяжения неравновесной (нераспавшейся) a-фазы. Интересно отметить, что микроисследование по месту разрыва образцов, проявивших сверхпластичность, обнаруживает только p-фазу, хотя до деформирования структура состояла из а- и p-фаз. Аналогичные данные были получены на (в+у)-латуни Л50, в которой при температурах выше 500°С сверхпластичность обусловлена переходом в+в—>р, происходящим в процессе высокотемпературного растяжения.

Если такие двухфазные латуни легировать элементами, стабилизирующими а- или у-фазу и затрудняющими, следовательно, переход в p-фазу при высокотемпературном растяжении, то эффект сверхпластичности понижается (рис. 122).

Имеются некоторые сведения об эффекте повышения пластичности некоторых медноалюминиевых сплавов, в частности алюминиевомарганцовистой бронзы АМц9-2. Считают, что для этого сплава, как и для двухфазных латуней, ответственным за аномально высокое удлинение при растяжении является переход а+в—>в (А.А. Пресняков). Поэтому выдержка перед испытанием на растяжение, в процессе которой происходит уменьшение количества a-фазы, снижает эффект повышения пластичности. Как и для других случаев фазовых переходов при высокотемпературном растяжении, для бронзы АМц9-2 должно быть определенное соотношение, между интенсивностью фазовых превращений и скоростью деформации, чтобы в наибольшей степени проявился эффект повышения пластичности (рис. 123).

Превращения в интерметаллических соединениях, в частности типа Cu5Zn8 (у-латуни, при содержании ~40% Cu), приводят к тому, что в процессе испытаний на растяжение при температурах этих превращений также наблюдается высокая пластичность (удлинение — 100%, сужение ~80%; рис. 124). Предполагается, что имеется несколько модификаций у-фазы Cu5Zn8 (у'- и у"-фазы), и превращения связаны с переходом одной модификации в другую, что сопровождается перестройкой кристаллической решетки. На примере интерметаллического соединения MgCd показано (рис. 125), что разупорядочение сплава при 250° С определяет существенное повышение пластичности. Подобный же эффект наблюдается при полиморфном превращении титана. Об этом явлении см. ниже о так называемой динамической сверхпластичности.

Ранее приводились данные о том, что эффект сверхпластичности проявляется при определенной скорости деформации. Во многих исследованиях уделяется особое внимание изучению аналитических зависимостей между приложенным напряжением о, необходимым для выявления эффекта сверхпластичности, и скоростью деформации е. В общем случае эта зависимость записывается в виде o=Кem, где К — константа для данного напряженного состояния, т — показатель чувствительности к скорости деформации, равный dlogo/dloge. Величины К и т зависят также от температуры испытания и величины зерна.

Для идеально вязких (ньютоновских) твердых тел m = 1, и удлинение не должно сопровождаться образованием шейки. В реальных сплавах сверхпластичность проявляется при m>0,3 (обычно 0,4—0,7), при этом большое удлинение наблюдается не при полном отсутствии шейки, а при наличии так называемой бегущей шейки, когда она перемещается по длине образца, не приводя к локализованному сжатию.

Графически соотношение между напряжением и скоростью деформации описывается сигмоидальной кривой (рис. 126). Максимальная чувствительность к скорости деформации отмечается в области II, в которой кривая идет с наибольшей крутизной, т. е. при m>0,3. Именно в этом интервале скоростей деформации (отвечающем области II) и можно ожидать явления сверхпластичности. Области I и III, т. е. области малых и больших скоростей деформации, имеют малый наклон (m=0,1), и для них характерен обычный процесс деформирования без аномального роста пластичности. Исследования показывают, что при деформировании сплавов с большими и малыми скоростями, характерными для областей I и III, наблюдаются образование следов скольжения внутри зерен и на поверхности образцов, повышение плотности дислокаций и вытяжка зерен вдоль направления удлинения.

Как было указано выше, область II обнаруживается в различных металлах и сплавах, если они находятся в структурно метастабильном состоянии. Кроме того, сверхпластичность проявляется в металлах и сплавах, особенно двухфазных, если они имеют особое мелкозернистое строение (поперечник зерна менее 10 мкм, а чаще всего 1—4 мкм). Это зерно, будучи равноосным до испытания, остается таким же при температуре испытания, т. е. не обнаруживает вытяжки после испытания, хотя удлинение достигает сотен процентов. Если сплав двухфазный, то требования особой мелкозернистости, равноосности и однородности зерен относятся к обеим фазам, причем обе фазы должны находиться в примерно равных по объему количествах. Обычно — это эвтектические или эвтектоидные сплавы, подвергаемые специальной горячей обработке для того, чтобы получить однородную мелкозернистую смесь обеих фаз. Указывается, что в ряде случаев спинодальный распад также определяет стабильную в процессе испытания мелкозернистую структуру, для которой m>0,3, т. е. имеется сверхпластичное состояние. Если одна из фаз имеет большой размер зерен, или если во время теплого деформирования происходит неоднородный рост зерен, или, наконец, если зерна не равноосны, то сверхпластичность не наблюдается.

Величина т для области II увеличивается с уменьшением размера зерна, а комбинированная зависимость т от температуры и скорости деформации имеет экстремальный характер при тенденции роста т с повышением температуры.

Для экспериментального определения показателя чувствительности к скорости деформации проводят: 1) испытания при ступенчатой перемене скорости деформации, 2) испытания с релаксацией напряжения при растяжении на жесткой машине.

Первый вид испытания предусматривает проведение деформации вначале со скоростью e1 до наступления стадии установившегося течения, характеризуемого напряжением течения o1, после чего изменяют скорость деформации до е2 и измеряют соответствующую величину o2, характеризующую новую стадию установившегося течения. Значение т определяется из выражения m=Iog(o2/oi)/Iog(Wei).

Второй вид испытаний предусматривает видоизменение известного уравнения о=kem в уравнение с эффективными значениями (со звездочкой): o* = o—оi = k*em*, где оi — внутреннее напряжение, ниже которого пластическая деформация не происходит.

При некоторой нагрузке подвижный захват останавливают и измеряют релаксацию приложенного напряжения. При этом упругая деформация образца и машины переходит в пластическую в соответствии с равенством о* = -Ee, где о* — скорость изменения эффективного напряжения; E — эффективный модуль упругости образца и машины. После обычных преобразований получают выражение

и тогда m* определяют как наклон графика функции, построенной в координатах [d{lg(—o)}/do]-1 и o. Величина oi определяется точкой пересечения линии графического изображения функции с осью а.

Ha сплавах систем Pb—Sn, Sn—Bi, Al—Cu и Cu—Zn при их испытании с различной скоростью деформации обнаруживаются все три (I, II и III) области, изображенные на рис. 126. На цинкалюминиевых, никелевых и титановых сплавах можно обнаружить только области II и III. Область II (т. е. сверхпластичность) обнаруживается на двойных сплавах, в которых чаще всего скорости диффузии в обеих фазах близки при данной температуре. Например, эвтектический сплав Al—Cu можно соответствующей обработкой привести в сверхпластичное состояние, а эвтектический сплав Al—Si нельзя. В последнем случае задача осложняется ростом зерна во время испытания, т. е. в условиях теплой деформации.

Соотношение между скоростью деформации, отвечающей области II, и энергией активации процесса сверх-пластического течения предлагается описывать известной функциональной связью: еo,D ~ехр—Q/kT. Величина энергии активации Q не всегда имеет определенное значение, но для сплавов на титановой основе и системы Fe—Ni—Cr она близка к энергии активации объемной диффузии, а для сплавов на основе олова, свинца или цинка к энергии активации зернограничной диффузии. Ясно одно, что диффузионные процессы весьма важны для реализации сверхпластичного течения, но пока еще нельзя со всей определенностью сказать, имеют ли они решающее значение или же влияют лишь через интенсивное переползание дислокаций.

Скорость деформации, соответствующая данной температуре и напряжению течения, изменяется с размером (поперечником D) зерна как eo,Т - 1/Da, где а, по разным данным, изменяется от 2 до 3. Напряжение течения связано с величиной зерна зависимостью o~Db, где b меняется от 0,7 до 1,2.

Обобщенная зависимость имеет вид е = константа X У on/Da exp(-Q/kT), где n=а/b находится в интервале 1,6-4,2.

Сплавы, представляющие собой литые метастабильные эвтектики, обнаруживают эффекты сверхпластичности в случае, если образцы деформируются растяжением с невысокими скоростями при температурах вблизи эвтектического превращения. Эти эффекты найдены в системах Al—Cu (рис. 127), Cu—Mg, Sn—Pb. Для этого образцы подвергали интенсивной кристаллизации (типа закалки из жидкости), при которой в значительной мере подавляется эвтектическое превращение (хотя в структуре и наблюдаются обе фазы), У тех же эвтектик, но переведенных в равновесное состояние, аномально высокой пластичности не отмечается (см. рис. 127).

Для эвтектических сплавов систем Sn—Pb (37% Pb) и Bi—Sn (44% Sn) эффект весьма высокой пластичности при испытаниях наблюдался после прессования (Пирсон). Однако прессование проводилось в условиях, когда метастабильность сплавов могла сохраниться: жидкий металл заливали прямо в контейнер пресса (быстрая кристаллизация), а затем немедленно после затвердевания проводили прессование на 96% при относительно низких температурах (сплав Bi—Sn при 18° С, сплав Sn—Pb при 30°С). При этих параметрах обработки, а также при условии, что полученные прутки подвергаются испытаниям на растяжение почти сразу после прессования (выдержка <0,5 часа), обнаруживали эффект аномально большой пластичности. В согласии с ранее сказанным становится понятной зависимость эффекта высокой пластичности эвтектического сплава системы. Sn — Pb от скорости растяжения, исследованная Пирсоном (табл. 1).

Кроме того, эти данные еще раз иллюстрируют уменьшение эффекта сверхпластичности при вылеживании образца после прессования, уменьшающего исходную метастабильность структуры.

В этих опытах Пирсона на прессованных метастабильных эвтектических сплавах систем Sn—Pb и Bi—Sn было установлено, что наблюдаемое значительное удлинение «набирается» в процессе равномерного течения без образования шейки, под очень малыми напряжениями, при отсутствии упрочнения, текстуры, изменения формы зерен и даже микроскопически фиксируемых следов скольжения.

Пирсон связывал найденный им эффект высокой пластичности с весьма мелким зерном, наблюдавшимся при испытании деформированных с большими степенями обжатия сплавов, и с развитием в этих условиях интенсивной межзеренной деформации. В отличие от этих выводов A.А. Пресняков при изучении литых эвтектических сплавов (см. выше) нашел, что они обнаруживают эффект аномально высокой пластичности и при довольно крупном зерне, причем как пластинчатой, так и полиэдрической формы. [Найденный им эффект высокой пластичности на монокристаллах эвтектоидных сплавов привлекается в качестве доказательства, что не межзеренная деформация является причиной аномалий, связанных с сверхпластичностью этого вида сплавов.

А.А. Пресняков считает, что эффект сверхпластичности, обнаруживаемый на быстро закристаллизовавшихся эвтектических сплавах, связан с тем, что образующиеся при таком затвердевании фазы являются неравновесными, пересыщенными. В процессе деформации вблизи эвтектической температуры они распадаются, что обусловливает сильное пластическое течение под малыми напряжениями. Чем больше развиваются эти превращения, приближающие к равновесной структуре, тем выше показатели пластичности.

Исходя из этого величина сверхпластичности при деформации находится в прямой зависимости от степени пересыщения фаз эвтектики в исходном состоянии после литья. Очевидно, что сверхпластичность будет наблюдаться в температурном интервале, в котором возможны процессы фазовых превращений, приближающих сплав к равновесному состоянию. В большинстве случаев это температуры, находящиеся вблизи эвтектической точки (на 10—15° ниже). Зависимость сверхпластичности от концентрации сплавов наиболее четко проявляется в сплавах эвтектической концентрации.

При изучении литых метастабильных сплавов было найдено, что в начале деформации, как и для обычных случаев испытаний, напряжение растет (деформационное упрочнение). Только после достижения определенной степени наклепа сопротивление деформированию резко падает до очень малых величин (как будто был преодолен какой-то барьер), и проявляется эффект весьма высокой пластичности.

Явление сверхпластичности при фазовых превращениях в стали было изучено Н.Е. Карским и Т.И. Соболевым в процессе изотермического превращения аустенита хромомолибденовой стали (рис. 128) и при его переходе в мартенсит (рис. 129). В момент фазовых превращений деформация под весьма малой нагрузкой скачкообразно возрастает на порядок. П.Я. Каюшников предложил использовать эффект высокой пластичности стали при аустенито-мартенситном превращении для проведения правки изделий в процессе осуществления операции закалки.

В.Г. Воробьев исследовал деформацию сталей ХГ и Х12Ф1 при низких температурах (жидкого азота) после закалки с различных температур, дающей разное количество остаточного аустенита. Полученные данные (рис. 130) показывают, что высокая пластичность, сопровождаемая одновременно резким падением прочности (одним из основных признаков сверхпластичности), связана с аустенито-мартенситным превращением.

И.Н. Богачев с сотрудниками исследовал явление сверхпластичности при у—е-превращении в сплавах железа с 20—25% Mn, дополнительно легированных ванадием, кобальтом или кремнием. Установлено, что образование е-фазы в железомарганцевых сплавах протекает по мартенситному механизму и в определенных условиях механических испытаний может сопровождаться аномально высоким удлинением.

Возникновение эффекта сверхпластичности наблюдается уже при нагружении в макроупругой области для исходной у-фазы при у—е-превращении. Этот эффект тем сильнее и температурный интервал, в котором он проявляется (температура начала y—>g-превращения), тем выше, чем больше величина приложенных напряжений. Эффект сверхпластичности начинает наблюдаться при достижении некоторой критической величины напряжений (например, для сплава Г20С2 окр = 10 кгс/мм2).

Термоциклическая обработка (400—20° С) при наложении напряжения в упругой области (10 кгс/мм2) стабилизирует аустенит железомарганцевых сплавов, что приводит к вырождению эффекта сверхпластичности (по мере увеличения числа циклов).

Наибольшее развитие сверхпластичности наблюдается на начальных стадиях у—>е-превращения (образование 10—15% е-мартенсита). При развитии превращения, увеличении количества е-фазы и дефектности аустенита в результате фазового наклепа пластическая деформация затрудняется и эффект сверхпластичности затухает.

Снижение температуры начала у—>-е-превращения и затруднение его развития (наблюдаемое при легировании ванадием) приводят к уменьшению величины эффекта сверхпластичности и смещению его к более низким температурам. Введение кобальта (до ~3%) в высокомарганцевые (~20% Mn) железные сплавы не оказывает заметного влияния на сверхпластичность при у—е-превращении.

Развитие сверхпластичности в железомарганцевых сплавах вызывает релаксацию напряжений I рода, что уменьшает опасность трещинообразования при термической обработке или сварке изделий из этих сплавов. Исследования, проведенные на сплаве Г26, показали, что магнитная перестройка в аустените не оказывает заметного влияния на релаксацию напряжений и эффект сверхпластичности.

Предлагается упрочняющая термомеханическая обработка железомарганцевых сплавов с деформацией в интервале у—>е-превращения, т.е. при температурах, когда сплавы находятся в сверхпластичном состоянии и усилия при формоизменении (прокаткой, волочением и др.) резко снижены.

Согласно И.Н. Богачеву сверхпластичное состояние в железомарганцевых сплавах при у—>е-превращении определяется: а) ослаблением сил связей при перестройке кристаллических решеток, б) возникновением напряжений от объемных изменений (и деформацией более пластичного аустенита), в) текстурованностью s-фазы под напряжением.

Вассерман, а затем Шейл и Тил, исследуя в 1937 г. мартенситное превращение под нагрузкой в сплавах железа с 30% Ni, наблюдаемые явления трактовали как «пластичность превращения». В работе В.П. Северденко и В.К. Грибовского на двухфазной (у+а) нержавеющей стали Х17Н5МЗ было установлено, что температурная зависимость удлинения характеризуется наличием максимума при 70° С, причем величина максимального значения удлинения зависит от скорости деформирования. Если последняя составляла 8*10в-1 мин-1, то относительное удлинение было равно 50%; при уменьшении скорости деформирования до 4*10в-2 мин-1 удлинение приближалось к 100%. В исследованной стали при оптимальных условиях деформирования найденные эффекты повышения пластичности связаны с аустенито-мартенситным превращением при теплой деформации.

Янг и Ратенау обнаружили резкое понижение прочности и спонтанное развитие пластической деформации в момент а—>у-превращения. При этом было высказано предположение, что деформация происходит под действием внутренних напряжений, возникающих в результате разности удельных объемов фаз, участвующих в превращении.

На рис. 131 приведены типичные результаты их экспериментов, в которых образцы из чистого железа подвергали циклическим нагревам в районе температур ау-превращения (верхняя часть рис. 131). За каждый термоцикл происходит удлинение образца (определяемое разностью значений е2 и е1 см. нижнюю часть рис. 131), которое объясняют меньшим сжатием при образовании аустенита и большим удлинением при образовании феррита. Эта разница проявляется при условии нагружения образца даже минимальным напряжением (в опытах Янга и Ратенау порядка 100 г/мм2).

Исследование пластичности превращения (или динамической сверхпластичности) на железе и железоуглеродистых сплавах было в самое последнее врем продолжено в работах Петч и Штанглера.

Термин динамическая сверхпластичность обозначает, что в отличие от статической сверхпластичности динамическая сверхпластичность возникает при нестационарных условиях эксперимента, в частности при циклическом изменении температуры. Влияние параметров этого циклического нагрева, а именно интервала изменения температуры относительно 910° С (ширины цикла) AT и скорости изменения температуры AT/At на пластичность превращения в весьма чистом мелкозернистом железе (менее 0,01% С) показано на рис. 132. Если интервал изменения температуры выбран достаточно большим (200° С), то при каждом цикле может происходить полное превращение. Тогда деформация за определенный отрезок времени пропорциональна числу циклов. Так, для AT/At=40° С/мин она достигает 9% при 20 циклах; для АТ/Аrt=100°C/мин можно получить значение деформации превращения 18% за 40 циклов. При малом интервале изменения температуры (AT ~ 60° С) превращение не успевает пройти во всем объеме материала, и поэтому пластичность превращения оказывается независимой от числа циклов (за каждый цикл превращение протекает только в определенной части образца).

Для железоуглеродистых сплавов (до 1,52% С), полученных путем науглероживания шведского железа, был выбран широкий цикл AT=125°C и невысокая скорость AT/At=40°/мин, обеспечивающие достаточную полноту превращения в объеме образца за 20 циклов (2 ч).

Трехмерная диаграмма зависимости деформации превращения от концентрации углерода и температуры приведена на рис. 133.

Видимый на рисунке резко изогнутый максимум в интервале концентраций до 0,8% С означает, что при некоторой средней температуре цикла в пределах одного цикла (AT=125° С) одновременно протекает перлитное (при 723° С) превращение и превращение при A3. При более высоком содержании углерода (ввиду более резкого повышения линии SE) можно разделить объемные эффекты при температурах A1 и Acm.

Дальнейшие эксперименты, выполненные Вайсом с сотр. на углеродистых сталях с 0,15; 0,45; 0,90% С, а также на подшипниковой стали (1% С; 1,5% Cr), подтвердили наличие при термоциклировании явления пластичности превращения (см. рис. 134), для которого характерны:

а) удлинение без образования шейки;

б) линейная связь между приложенным напряжением (которое много ниже, чем предел текучести стабильных структур при тех же температурах) и удлинением за цикл;

в) независимость этих эффектов от величины зерна;

г) зависимость эффекта от направления, в котором протекает превращение, а также определенное влияние скоростей нагрева и охлаждения.

Следует подчеркнуть, что в опытах Вайса и Ойльшлегеля на углеродистых и подшипниковых сталях (см. рис. 134) были получены очень большие значения пластичности превращения в результате термоциклирования (более 500%), и после 160—240 циклов образцы вообще были доведены до разрушения (!). В металлах и сплавах, в которых фазовые превращения сопровождаются небольшим объемным эффектом (например, в титане), деформация за один цикл обычно мала (порядка 10в-2), но существенно зависит от величины приложенного напряжения (рис. 135). Однако при высоких значениях приложенного напряжения пластичность превращения может и не проявиться (видимо, в связи с возможностью разрушения материала).

Эффекты пластичности превращения связывают с резким ослаблением сил межатомной связи при фазовых превращениях и, в частности, на поверхности раздела фаз, а также с возникновением внутренних напряжений в результате фазового наклепа (если фазовые превращения сопровождаются существенным изменением удельных объемов фаз). Применительно к стали экспериментально было отмечено взаимодействие и поглощение дислокаций на поверхности раздела аустенит — феррит при термоциклировании, а также локальное превращение в аустенит в приграничных объемах феррита, обогащенных углеродом.

В условиях одновременного протекания фазовых превращений пластическое течение определяется структурными изменениями и внутренними напряжениями, а внешнее напряжение, как указывает Коттрелл, может быть небольшой величиной, так как оно лишь «направляет» процессы пластического течения, которое определяется «внутренними» факторами (см. выше).

Говоря о пластичности, вызванной термоциклированием, следует упомянуть об аномальном удлинении металлов, обладающих сильной термической анизотропией (анизотропией коэффициента термического сжатия или расширения). В связи с этой сильной анизотропией в таком, например, металле, как а-уран, возникают высокие внутренние напряжения, которые, накладываясь на внешние приложенные напряжения, вызывают эффекты аномально больших деформаций. В частности, циклирование поликристаллических образцов а-урана в интервале от 400 до 600° С при постоянно приложенном напряжении (115 кгс/мм2) определило получение весьма высокого (для урана) удлинения порядка 200—300%. Отметим, что при обычных испытаниях на растяжение при 600°С максимальное удлинение урана при разрушении не превышает 55%.

При обсуждении природы явления статической сверхпластичности, т. е. аномально высокой пластичности некоторых металлических сплавов при теплой деформации (без термоциклирования), целесообразно классифицировать эти материалы на две группы: 1) имеющие стабильное весьма мелкое «зерно» и проявляющие так называемую структурную сверхпластичность; 2) металлы и сплавы, в которых в процессе деформации проходят фазовые превращения.

В последнем случае при перестройке решеток в процессе превращений пластическая деформация, осуществляемая движением дислокаций, происходит под очень малыми внешними напряжениями, практически при отсутствии внутрирешеточного сопротивления. Это положение базируется на имеющемся экспериментальном материале об аномально высокой пластичности, наблюдаемой в ряде случаев при перестройке решеток (фазовые, в том числе мартенситные превращения, и в общем случае полиморфные превращения, механизм которых — образование зародыша — также имеет сдвиговой характер). При этом нет оснований объяснять сверхпластичность, исходя из представления о сильной диффузионной подвижности атомов, которая в ряде случаев, когда высокая пластичность обусловлена превращениями при низких температурах и не может наблюдаться. Эти взгляды изложены в ряде отечественных и зарубежных исследований, в которых показано, что основным фактором, определяющим сверхпластичность, является временное ослабление атомных связей в процессе превращения, направленного на формирование новой кристаллической решетки. При этом акцентируется внимание на изменение объема (исходной и конечной фаз), и выдвигается тезис, что эффект сверхпластичности не обнаруживается, если не изменяется объем при фазовом превращении.

При обсуждении явления сверхпластичности в сплавах с весьма мелким зерном в ряде ранних работ использовали представления об интенсивном диффузионном перемещении атомов преимущественно в приграничных объемах. Основываясь на них, также объясняли и явление сверхпластичности в двухфазных с равновеликим соотношением фаз сплавах со стабильной структурой, имеющих очень мелкое равноосное зерно, которое остается равноосным в процессе сильной деформации. Обычно структурная сверхпластичность в таких весьма мелкозернистых сплавах проявляется в условиях деформации при температурах 0,4 Тпл и выше, в определенном диапазоне скоростей деформации (10в-4—10в-1 с-1).

Структурные исследования, в том числе на репликах и под сканирующим микроскопом, показали, что действительно при сверхпластичности имеется существенная деформация в приграничных объемах. Изучение тонких фольг на просвет под электронным микроскопом, приготовленных из цинкалюминиевых сплавов и сплавов на никелевой основе, показало, что после проявления эффекта сверхпластичности зерна оказались почти полностью свободными от дислокаций, а границы зерен ровными, без выступов, что характерно для случаев, когда происходит поглощение дислокаций на границах. Однако надо учесть то обстоятельство, влияющее на структуру, что фольги были приготовлены из сплавов после их охлаждения до комнатной температуры и разгрузки. Кроме того, возможно изменение дислокационной структуры также и в процессе приготовления тонкой фольги.

Вместе с тем тот факт, что круглый образец в результате протекания сверхпластической деформации становится эллиптическим, свидетельствует о том, что, помимо скольжения в приграничных объемах, несомненное значение имеет обычное кристаллографическое скольжение в зернах. Об этом свидетельствует также явление анизотропии сверхпластичности, обнаруженное на классически сверхпластичном цинкалюминиевом сплаве (Пазири и Пите). В этом сплаве, имеющем зерно менее 1 мкм, при деформации со скоростью 2,5 мм/мин при комнатной температуре (0,43 Тпл) было обнаружено удлинение 550%, если образцы были вырезаны из листов в направлении, совпадающем с направлением прокатки. (Надо подчеркнуть, что такое мелкое зерно в исследуемом сплаве было получено при контролируемом режиме деформации прокаткой листовых образцов.) Однако при вырезке образцов под углами 45 и 90° к направлению прокатки существенно изменялась величина m-показателя чувствительности к скорости деформации.

Было проанализировано изменение положения плоскости базиса с увеличением степени деформации при изменении ориентации растягиваемых образцов относительно направления прокатки. Полученные данные свидетельствуют о вкладе в эффект сверхпластичности кристаллографического скольжения. Однако поскольку, несмотря на большую деформацию при сверхпластичности, текстура, по-видимому, не образуется или ослабевает, если она была до испытания, это дает основание ряду исследователей справедливо считать, что происходит комбинированная деформация: кристаллографическое скольжение в зернах и (увязанная с ним) интенсивная деформация в приграничных объемах.

В свете этих представлений интересно отметить, что в эвтектическом сплаве системы Pb—Sn количество приграничного скольжения различно на границах Pb—Pb, Pb—Sn и Sn—Sn. Естественно, будет разным и «пришедшее» к межфазным границам количество внутризеренного скольжения (в стыкующихся по данной границе зернах различных фаз).

Вопрос о влиянии исходной текстуры на эффект сверхпластичности имеет важное значение для понимания природы явления. В текстурованном материале благодаря близости ориентировки соседних зерен меняется характер границ, и они становятся границами с большим числом мест совпадения.

Изучение изменения текстуры в результате сверхпластической деформации экструдированного сплава Zn+40% Al позволило (Мелтон) сделать некоторые предположения о возможных механизмах деформации в условиях сверхпластичности (ось растяжения образцов совпадала с направлением экструзии). В фазе, богатой алюминием, главным компонентом текстуры является аксиальная ориентация типа 001. Дополнительный компонент можно описать областью повышенной полюсной плотности вблизи (101). После всех скоростей деформации в области сверхпластичностй уменьшается степень текстурованности, причем тем сильнее, чем медленнее деформация.

В фазе, богатой цинком, имеется сильная аксиальная текстура типа 1211, текстура [1010] 1210 и более слабая аксиальная текстура [0001]. Степень текстурованности уменьшается после сверхпластичной деформации, однако в отличие от фазы, богатой алюминием, ослабление текстуры почти не зависит от скорости деформации. Интересно отметить, что аксиальная текстура 1211 почти пропадает после сверхпластичной деформации, а аксиальная текстура [0001], наоборот, усиливается. Компонент текстуры [1010] 1210 уменьшается тем сильнее, чем медленнее деформация.

Таким образом, при всех скоростях деформации приграничное скольжение в условиях сверхпластичности уменьшает степень текстурованности. В сплаве, богатом цинком, при всех скоростях деформации происходит кристаллографическое скольжение в зернах. В сплаве, богатом алюминием, заметное количество кристаллографического скольжения в зернах исходя из текстуры наблюдается лишь при больших скоростях деформации, а при уменьшении скорости происходит преимущественно приграничное скольжение. Таким образом, сверхпластичное течение в сплаве Zn+45% Al происходит путем приграничного и кристаллографического скольжения в зернах в обеих фазах.

Исследованный экструдированный сплав Zn+40% Al состоял из почти равноосных зерен двух фаз. Однако зерна, богатые алюминием, содержали множество мелких выделений цинка. После 100% сверхпластичной деформации при 270° С при максимальном значении m происходило огрубление выделений и уменьшение их объемной доли, при этом зерна сохранили свою равноосность. Дислокации после указанной деформации наблюдали только в богатых алюминием зернах в виде малоугловых границ и отдельных дислокаций. Было установлено (Мелтон, Эдингтон), что эти дислокации возникали в процессе деформации. Дислокации наблюдали в образцах, деформированных при всех исследованных скоростях деформации. При наивысшей скорости деформации в богатых алюминием зернах плотность дислокаций была равномерной независимо от выделений цинка. Однако при меньших скоростях деформации Дислокации наблюдали лишь в тех богатых алюминием зернах, которые содержали выделения цинка. При этом в равноосных зернах дислокации распределялись равномерно, и большинство из них закреплялось на выделениях цинка. В некоторых зернах наблюдали малоугловые границы, лежащие перпендикулярно главной оси зерна (главному направлению его роста). В зернах, свободных от выделений, дислокаций не наблюдали (особенно при малых скоростях деформации).

Структура экструдированного сплава Zn+50% Al состоит в основном из вытянутых зерен цинка, заключенных в большего размера зерна алюминия — матрицы. Иногда наблюдались малые области равноосных зерен обеих фаз. Таким образом, сплав не имеет микроструктуры, типичной для сверхпластичных сплавов.

В сплаве Zn+22% Al при растяжении бестекстурного закаленного сплава с малой скоростью в р-фазе был обнаружен текстурный максимум в направлении растяжения (О.А. Кайбышев). Интенсивность этого максимума непрерывно увеличивалась с увеличением степени деформации. При фиксированной степени деформации с увеличением скорости деформации интенсивность текстурного максимума в направлении растяжения уменьшается и при скорости деформации 3*10в-1 c-1 заметной текстуры в p-фазе не образуется. Если продолжать деформировать сплав с более высокими скоростями, то возникает текстура иного типа, с максимумом поперек направления растяжения.

Важно отметить, что переход от текстуры с максимумом в направлении растяжения к текстуре с максимумом в поперечном направлении происходит при скорости деформации, соответствующей максимуму m и o. Этот факт указывает на то, что возникновение и изменение преимущественной ориентировки в в-фазе непосредственно связано со сверхпластичным поведением сплава. В сочетании с другим фактом, свидетельствующим о том, что при изменении размера зерен в-фазы наблюдается аналогичная скоростная зависимость текстурования, он позволяет прийти к выводу, что в сплаве Zn+22% Al при сверхпластичной деформации в в-фазе наблюдается кристаллографическое скольжение.

В a-фазе после растяжения закаленного сплава с разными скоростями текстура не возникает. Однако в предварительно текстурованном прокатанном сплаве удалось уловить закономерное изменение исходной текстуры a-фазы. При растяжении сплава с малой скоростью 5*10в-4 с-1 более резко размывается аксиальная компонента 100 текстуры по сравнению с компонентой (110) 112. При этом происходит закономерное смещение текстурных максимумов, зависящее от направления растяжения образца. С увеличением скорости деформации увеличивается размытие текстуры a-фазы. Эти результаты свидетельствуют, что при сверхпластической деформации и в a-фазе сплава Zn+22% Al также происходит кристаллографическое скольжение.

Для сплава Zn+0,4% Al доказательства наличия кристаллографического скольжения при сверхпластической деформации были получены при анализе деформационного рельефа, по изменению неоднородности сечения и при непосредственном изучении дислокационной структуры. Для данного сплава, а также для сплавов Sn+Pb и магниевого сплава МА-8 при всех скоростях деформации было отмечено кристаллографическое скольжение, причем в области повышенной скоростной чувствительности напряжения течения наблюдается переход от единичного скольжения к множественному.

На сплаве Zn+0,4% Al О.А. Кайбышевым был изучен количественный вклад приграничного скольжения и миграции границ в сверхпластическую деформацию. Оказалось, что при увеличении скорости деформации от 10в-5 до 10в-2 с-1 уменьшается средняя величина миграции в 7 раз. Повышение температуры деформации от 0 до 30° С при одинаковой скорости деформации 1,6*10в-4 с -1 увеличивает величину миграции в 1,5 раза.

Существует связь между изменением доли приграничного скольжения в общей деформации сплава езг.ск/еобщ и зависимостью пластичности б и показателя т от скорости и температуры деформации. Максимум b и m сооответствует наибольшему вкладу приграничного скольжения (до 60% от общей деформации сплава). Вклад езi.ск/eобщ резко уменьшается при малых скоростях и повышении температуры деформации, однако значения m и b сохраняются на достаточно высоком уровне.

Таким образом, общим в механизме деформации, действующим на всех стадиях сверхпластического течения, является кристаллографическое скольжение.

Для объяснения высокой чувствительности напряжения к скорости деформации в условиях сверхпластичности, а также для объяснения самого явления сверхпластичности уже давно предлагалось использовать представления Набарро — Херринга о диффузионной ползучест и с учетом коэффициента объемной диффузии Doб(е = 10-oVDоб/L2kT, де L — диффузионная длина, в данном случае поперечник зерна, V — атомный объем). Так как при этом не учитывается деформация в приграничных объемах, имеющая существенное значение в явлении сверхпластичности, было предложено (Кобл и Джонс) учитывать приграничную ползучесть, которая весьма значительна в связи с учетом облегченной диффузии по границам (Dгp), интенсивной миграцией вакансий в этих объемах (е = 15/L3*Vo/kT wDгр, где w — ширина границ зерна). В первом случае о~L2, во втором b~L3. Однако, как показали Элден и Хейден, вычисленные значения скорости деформации по приведенным выше формулам значительно меньше реально наблюдаемых при сверхпластичности.

С помощью механизмов, основанных на представлениях об интенсивном переползании дислокаций (Чаудкари, Стювелл), т. е. контролируемых Dоб, также можно рассчитать скорости деформации, отвечающие сверхпластичности. Эти значения, хотя и оказываются несколько более близкими к реальным, однако они тоже еще малы. Элден показал неприемлемость как чисто диффузионных, так и чисто сдвиговых (дислокационных) представлений для объяснения явления сверхпластичности, но при этом высказал предположение, что интенсивное переползание дислокаций в приграничных объемах является, вероятно, определяющим в эффекте приграничной деформации.

Чаудкари в дальнейшем развил эти представления, считая, что сверхпластичное течение контролируется механизмом диффузионно-упорядоченного движения дислокаций. Эти представления могут объяснить эффекты, связанные с обнаружением кристаллографического скольжения при сверхпластичности, но необходимы некоторые уточнения трактовки весьма легкого перемещения дислокаций (низкие напряжения течения при сверхпластичности) и их исчезновения в конце пути скольжения (так как при сверхпластичности не наблюдается существенного повышения плотности дислокаций).

Эти уточнения могут быть сделаны с учетом необходимости направленного протекания приграничной деформации для аккомодации зерен. В этих условиях должна наблюдаться сложная комбинация процессов: внутризеренное движение дислокаций, их интенсивное переползание в приграничных объемах, усиленное собственно приграничной деформацией и миграцией некоторых границ. Подобная сложная комбинация возможна в случае особого строения границ, обеспечивающего интенсивный обмен атомов в приграничных объемах, легкое перемещение дислокаций в этих объемах и через границу, тесную связь границ (межкристаллитных или межфазных) с кристаллографией стыкующихся зерен. Такое сочетание процессов возможно, если эти границы относятся к так называемым специальным границам с большим числом совпадающих мест или представляют собой особые подвижные субграницы. Последнее наиболее вероятно, так как при весьма мелком зерне (1—5 мкм, что необходимо для проявления сверхпластичности), да еще полученном в результате определенной обработки (предусматривающей в том числе и деформацию), подавляющая часть наблюдаемых зерен является па самом деле субзернами. Это следует из простого расчета возможных наборов кристаллографических разориентировок при весьма мелком зерне (когда большинство зерен развернуто под малыми или средними углами), а также из практики термомеханической обработки, при которой теплая или горячая деформация приводит к формированию субзеренной структуры.

Структурная сверхпластичность при регламентированных контролируемых условиях деформирования проявляется при наличии в однофазном или двухфазном сплаве весьма мелкого зерна. Интересно отметить, что сплавы с такой ультрамелкозернистой структурой при низких температурах обладают весьма высоким сопротивлением пластическому течению. При некотором повышении температуры и при определенных скоростях деформации в них неожиданно обнаруживается резкое понижение сопротивления течению, сопровождающееся эффектом сверхпластичности. При этом надо подчеркнуть, что изменение (обычно небольшое) температуры не вызывает изменения механизма течения, который остается дислокационным. Такое резко различное поведение мелкозернистого сплава при незначительном изменении температуры и высокая чувствительность его поведения в условиях сверхпластичности к скорости деформации является еще одним подтверждением, что обнаруживаемые эффекты могут быть обусловлены лишь особым строением границ. При переходе к мелкому зерну значительная часть объемов в сплаве оказывается разориентированной под малыми и средними углами, и тогда поверхности раздела, выявляемые в таком сплаве. представляют собой субграницы. Определенная часть границ в условиях широкого набора разориентировок представляет собой границы с большим числом мест совпадения. Эти границы, равно как и субграницы, тесно связаны с кристаллографией скольжения в соседних объемах и поэтому при приложении небольших напряжений могут мигрировать как целые при определенных условиях деформирования (контролируемых, в частности температурой и скоростью деформации). Надо подчеркнуть, что приложенные напряжения не могут вызвать миграцию большеугловых границ из-за отсутствия их кристаллографической связи с соседними объемами.

Наряду с собственно миграцией таких поверхностей раздела как субграницы или специальные границы, в их приграничных объемах имеются условия как для интенсивного приграничного скольжения, так и для передачи деформации из объема в объем (в связи с близкой ориентацией решеток). Все это в совокупности будет определять высокую пластичность такого весьма мелкозернистого сплава, в котором отмеченные выше особые свойства поверхностей раздела проявляются при определенном сочетании температуры и скорости деформации.

С этих позиций можно объяснить и роль текстуры в развитии сверхпластичности: при наличии текстуры, т. е. при близкости ориентации соседних объемов, поверхность раздела между ними приобретает все свойства субграницы или границы с большим числом мест совпадения.

По известной зависимости напряжения а от скорости деформации е (о=Аеm) установлено, что сверхпластичность будет наблюдаться при m>0,3. При е, соответствующих максимальному т, т. е. в условиях сверхпластичности, в зернах не наблюдается ячеистой структуры и во всем объеме сплава не проявляется деформационное упрочнение. [Вероятно, деформационное упрочнение все же имеет место в приграничных объемах этого сплава, но оно быстро снимается из-за (при данной температуре и скорости деформации) интенсивной рекомбинации пришедших из тела зерна дислокаций.]. При других значениях е и m происходит обычное формирование дислокационной ячеистой субструктуры, которая характерна для наклепанного состояния и высокого деформационного упрочнения во всем объеме того же сплава.

Такое изменение дислокационной структуры и свойств (прочности и пластичности) в весьма мелкозернистом сплаве Шмидт-Уитлейт также считает связанным с тем, что в условиях сверхпластичности процесс деформации определяется поверхностями раздела («границами»), их поведением — миграцией и увеличивающимся вкладом приграничного скольжения. Им рассматриваются граничные условия, когда происходит переход от нормального механизма деформации с образованием ячеистой структуры к сверхпластичности, при которой в зернах практически не наблюдается сколько-нибудь заметная избыточная плотность дислокаций.

Величина порогового напряжения от (при пороговой величине скорости деформации ет, предшествующей сверхпластичности) связана с размером ячеек дислокационной сетки d соотношением о~Kd~м, где К и М — константы, причем М=1—2. Если d — размер ячеек в однофазном материале, a L — размер зерен деформируемой фазы в многофазном материале, то при заданном о и при d>L дислокационная структура необразуется, а при d меньше L возникает ячеистая структура. Из последнего уравнения следует M = -dlogо/dlogd = — dlogоt/dlogL, т. е. M определяется наклоном графика log ot в зависимости от logL. Для нахождения оt строят график зависимости logo от loge; величина оt соответствует точке перегиба этого графика и, следовательно, максимальной величине т из первого уравнения.

Исходя из литературных данных (см. рис. 136) о величине ot для различных двухфазных материалов при максимальном значении m и используя известные величины L, можно сделать заключение о размере ячеек дислокационной структуры без исследований методом просвечивающей электронной микроскопии и определить М. Найденные таким образом значения M при величине отношения температуры испытания к температуре плавления в интервале 0,60—0,95 находятся в пределах 0,20—0,5, т. е. они значительно ниже значений М, характерных для высокотемпературной деформации однофазных материалов. Причиной низких значений M в этих случаях может быть влияние особого характера межфазных границ, а также неодинаковые механические свойства фаз, что не всегда учитывается при изучении явления сверхпластичности.

Учитывая вклад приграничного скольжения в развитие сверхпластической деформации, представляется целесообразным оценить температурную зависимость «порогового» напряжения приграничного скольжения и установить возможный механизм явления. Найдено, что такое пороговое значение, вернее интервал напряжений, при каждой данной температуре существует. В этом интервале приграничное скольжение или прекращается (при небольшом уменьшении напряжения), или развивается (при некотором увеличении напряжения). Убывающая температурная зависимость такого порогового напряжения имеет экспоненциальный характер и является общей для случая приграничного скольжения как у поверхности раздела между кристаллами в однофазном металле или сплаве, так и между частицей и матрицей или между двумя фазами.

Экспоненциальный характер температурной зависимости порогового напряжения связывают (Хортон) со следующими деталями механизма приграничного скольжения и процессов аккомодации сдвига около макроскопических неровностей границы или частиц, на ней расположенных. Если приграничное скольжение вызвано движением зернограничных дислокаций и дислокации на межфазных границах частица/матрица, то вклад напряжения тm, ответственного за основной механизм скольжения, в пороговое напряжение могут вносить силы Пайерлса — Набарро. Для такой ситуации затраты энергии на дислокационные реакции на периферии границ связаны с процессами порождения необходимого количества подвижных зернограничных дислокаций. Для аккомодации сдвига на неровностях границы или около частиц (рис. 137) требуется как диффузионное удаление лишнего материала, так и определенное скольжение внутри зерен. Эти процессы вносят в пороговое напряжение составляющую та. Величина та и предельная скорость проскальзывания определяются коэффициентами объемной и зернограничной диффузий, атомным объемом, температурой, а также характеристическими параметрами Л и h. Расчеты показывают, что та меньше тm.

Неопределенность зависимости сопротивления деформации от величины зерна наблюдается не только при некотором изменении температуры, но и в условиях испытаний ряда сплавов при одной, в частности комнатной, температуре. Так, измельчение зерен в сплаве Zn — 0,4% Al в диапазоне от 75 до 10 мкм приводит к увеличению напряжения течения в соответствии с соотношением Холла — Петча. При дальнейшем измельчении зерен до размера менее 10 мкм (когда, по-видимому, изменяется характер строения границ) напряжение течения с уменьшением размера вытравленных объемов (субзерен, зерен) не растет, а понижается. Особенно резко в этом сплаве от размера «зерен» (вытравленных объемов) зависят характеристики пластичности. Относительное удлинение для сплава с размером зерен 75 мкм не превышает 3,5, а для сплава с d=0,5 мкм достигает 400% (О.А. Кайбышев).

Изучение деформационного рельефа на полированной поверхности образцов позволило установить резкую зависимость характера деформации сплава от размера зерен. В крупнозернистом сплаве (d=75 мкм) деформация при растяжении образца локализуется в узкой зоне шириной 0,7—0,8 мм в центре образца и осуществляется путем двойникования, базисного скольжения и приграничного скольжения. По мере измельчения зерен деформация сплава становится более равномерной, исчезает двойникование. Исследование деформационного рельефа в сплаве с весьма мелкими вытравленными объемами (d=1 мкм) с помощью растровой электронной микроскопии и методом реплик позволило выявить тонкие линии скольжения, а также миграцию границ в процессе деформации.

Экспериментально удается показать наличие дислокационных плоских скоплений в приграничной области в крупнозернистом нихроме и отсутствие их в мелкозернистом.

Как уже указывалось, интенсивная миграция поверхностей раздела возможна лишь в том случае, когда они тесно связаны с кристаллографией соседних объемов. Это могут быть субграницы или специальные границы с большим числом мест совпадения. Te и другие могут мигрировать как целые при воздействии даже весьма небольших приложенных напряжений, тогда как подобное явление не наблюдается в случае обычных высокоугловых границ, миграция которых осуществляется неупорядоченным диффузионным перемещением отдельных атомов через границу. Естественно, что приложение внешнего напряжения, особенно небольшого, не может оказать заметного влияния на миграцию обычных большеугловых границ.

Итак, одним из эффектов изменения микроструктуры при сверхпластической деформации является наблюдаемый в ряде сплавов рост зерен (субзерен, вытравленных объемов) за счет миграции вытравливаемых поверхностей раздела. В двухфазных сплавах (Zn+22%A1; Sn+38% Pb) растут «зерна» обеих фаз, а, в сплавах, близких по структуре к однофазным (нихром, Zn+0,4% Al, Х18Н10Т), наблюдается резкий рост «зерен» матрицы. Размеры избыточной фазы практически не изменяются при деформации.

Характерно, что рост вытравленных объемов (субзерен, зерен) при деформации заметно больше наблюдаемого при температуре деформации за то же время испытаний (но без приложения напряжения). Рост вытравленных объемов, обусловленный деформацией, увеличивается с понижением скорости деформации, т. е. когда в большей степени проявляется влияние напряжения на миграцию субграницы или специальной границы как целой. Хотя отдельные дислокации можно обнаружить после деформации в объемах а- и в-фазы сплава Zn+22%A1, однако субструктуру внутри вытравленных объемов наблюдать не удается. Эти отдельные дислокации остаются в обеих фазах в результате миграции субграниц через объемы.

Рост зерен, обусловленный деформацией в сплаве Zn+0,4% Al, значительно больше, чем в сплаве эвтектоидного состава, что в первую очередь связано с кристаллографической близостью субграницы или специальной границы к смежным объемам. Формирование дислокационной структуры при растяжении сплава зависит от скорости деформации. При малых скоростях деформации 5*10в-5 с-1 дислокации удается обнаружить лишь в отдельных зернах, с увеличением скорости деформации до оптимальной 5*10в-4 с-1 в ряде случаев наблюдается пересечение дислокаций с образованием сеток. При высоких скоростях деформации возрастает плотность дислокаций и образуется субструктура. Во многих зернах наблюдаются дислокационные петли, с уменьшением скорости деформации число и размеры петель уменьшаются (О.А. Кайбышев).

Исследование дислокационной структуры никеля, нихрома и стали Х18Н10Т проводили после горячей деформации крупнозернистых и мелкозернистых образцов. При создании температурно-скоростных условий деформации, обеспечивающих сверхпластическое течение, в крупнозернистых материалах уже после растяжения на 10-20% образуется субструктура. Характер субструктуры зависит от энергии дефектов упаковки данного материала. В тех же условиях деформации в мелкозернистых материалах субструктура не образуется, по-видимому, потому, что вытравленные объемы с поперечником несколько микрон представляют собой в действительности субзерна.

Оценка избыточной плотности вакансий, возникающих при сверхпластической деформации сплава Zn+0,4% Al, показала, что с увеличением скорости деформации она возрастает от 5,6*10в-6 при е=10в-5 с-1 до 1,54*10в-4 при е=10в-2 с-1. Даже, если предположить, что все избыточные вакансии осуществляют диффузионный массоперенос в направлении растяжения, то и тогда рассчитанная по модели диффузионной ползучести наивысшая скорость деформации оказывается в 25 раз меньше экспериментально наблюдаемой:

Высокая концентрация вакансий, возникающая при сверхпластической деформации, способствует активизации всех диффузионных процессов. Рост вытравленных объемов, обусловленный деформацией, особенно в состоянии сверхпластичности, является одним из тех процессов, который связан с увеличением концентрации вакансий при деформации, облегчающим миграцию поверхностей раздела. Отсюда ясны причины, приводящие к равноосности и большей однородности микроструктуры после сверхпластической деформации. Ho все эти процессы сопутствуют деформации и прямо не связаны с осуществлением диффузионного массопереноса в направлении пластического течения.

Наличие скоростной зависимости напряжения течения в некотором интервале скоростей деформации в условиях сверхпластичности может вызвать предположение, что это явление имеет общее с явлением ползучести. Представляется, что аналогию надо искать с процессами, происходящими на стадии III ползучести, на которой осуществляются большие деформации. Особенностью сверхпластичности является отсутствие порообразования, наблюдаемого иногда на стадии III ползучести. По-видимому, эта особенность обусловлена особой дисперсностью структуры («ультрамелкозернистостью») сплавов, находящихся в сверхпластичной состоянии. Напомним, что чем мельче зерно, тем ниже сопротивление ползучести металлов и сплавов и тем сильнее развита стадия III, определяющая высокие деформации, в том числе и такие, которые наблюдаются в условиях сверхпластичности. Однако в реальных условиях стадия III ползучести протекает в сплавах, в которых наряду со сформировавшейся на стадии II субструктурой сохраняются большеугловые границы исходных зерен. Около них (большеугловых границ) преимущественно происходит порообразование в связи с трудностью аккомодации исходных зерен при большой деформации.

При сверхпластичности порообразования не происходит, видимо, потому, что в сплавах с мелкозернистой структурой очень мало обычных большеугловых границ, а поверхности раздела представляют собой специальные границы с большим числом мест совпадения или субграницы. Иными словами, явление сверхпластичности можно себе представить как стадию III ползучести в сплавах, поверхности раздела в которых имеют особое строение. He случайно для создания сплавов, проявляющих сверхпластичность в регламентированных условиях деформации, предусматривается использование таких предварительных комбинированных обработок, в которых сочетание деформации и нагрева всегда приводит к созданию развитой субструктуры. В частности, это обеспечивается холодным наклепом с последующей полигонизацией или рекристаллизацией на начальных стадиях в том случае, если такое чередование операций проводится при исходной весьма дисперсной структуре сплава эвтектоидного состава. Предварительное текстурование или теплая деформация как исходная обработка также способствуют получению сверхпластичного сплава с сильно развитой субструктурой.

В общем случае решающим фактором проявления сверхпластичности многих практически используемых сплавов является их предыстория. Так, например, если после предварительной холодной деформации провести рекристаллизационный нагрев с обычной скоростью, то в этих условиях может образоваться мелкозернистая структура, но она не будет определять возникновения сверхпластичности при последующих испытаниях. Если этот рекристаллизационный нагрев провести с большой скоростью, соблюдая строго регламентированные условия формирования субструктуры не только при нагреве, но и при охлаждении, то сверхпластичность обнаруживается в полной мере. Важно, чтобы способ, которым осуществляется предварительная холодная деформация, обеспечивал ее однородность по сечению изделия. Поэтому предпочтение можно отдать, например, гидроэкструзии, при использовании которой холоднодеформированный сплав можно прямо нагревать на температуры, при которых проявляется сверхпластичность: в условиях теплой (горячей) деформации будет реализовано сверх-пластичное поведение сплава.

Модели зернограничного упрочнения достаточно хорошо разработаны и имеют ясный физический смысл. Действительно, влияние большеугловой границы как барьера для движущихся дислокаций очевидно — чем больше таких барьеров, тем эффективнее торможение дислокаций и выше прочность.

Модели зернограничного разупрочнения, иными словами, падения сопротивления деформации при измельчении зерна, т. е. при увеличении протяженности границ, развиты еще явно недостаточно. Ясно лишь то, что такое разупрочнение связано с увеличением вклада приграничного скольжения в общую деформацию, с внезапно проявляющейся особой ролью приграничных объемов, с особым характером строения самих границ. Кроме того, протекание зернограничного разупрочнения при повышении температуры испытаний и чувствительность его к изменению скорости деформации свидетельствуют о правомочности использования в ряде исследований представлений о влиянии размера зерна не столько на сопротивление ползучести, сколько на скорость ползучести, имея в виду собственно эффект сверхпластичности.

Влияние размера зерна d на скорость ползучести е монель-металла (рис. 138) показывает, что при уменьшении размера в области крупного зерна величина е снижалась. Затем при среднем размере зерна скорость ползучести становилась постоянной и возрастала при дальнейшем измельчении зерна. Представляется, что такое немонотонное изменение сопротивления деформации от величины зерна является еще одним доказательством того, что при переходе к весьма мелкому зерну изменяется характер, точнее строение границ, которые из обычных большеугловых превращаются преимущественно в специальные с большим числом мест совпадения или скорее всего являются субграницами.

Данные, приведенные на рис. 138 (Армстронг), подтверждают многочисленные экспериментальные результаты, указывающие на возможное упрочнение или разупрочнение сплавов в зависимости от величины их зерна.

В ряде других исследований (Лей, Фелтам, Паркер, Девис, Хубер) такое же немонотонное изменение найдено в различных металлических сплавах при измельчении зерна, а также указывается на существование такого интервала размеров зерна, в котором поведение материала будет промежуточным.

Уменьшение скорости ползучести е при измельчении крупного зерна (см. рис. 138) согласуется с моделью зернограничного упрочнения. При этом важно отметить, что эта модель, разработанная для случая зернограничного упрочнения при низких температурах, оказывается справедливой и для ползучести при высоких температурах, но при условии, что измельчение происходит в области крупного зерна. Иными словами, пока происходит увеличение протяженности обычных большеугловых границ, являющихся непроницаемыми барьерами, без изменения характера строения этих границ и при низких, и при высоких температурах наблюдается упрочнение.

При переходе к средним и особенно к мелким зернам поведение материала усложняется в первую очередь в связи с изменением характера строения границ зерен. Становится сложным установить соотношение между локальной деформацией сдвига в приграничных объемах с величиной скольжения внутри зерна и обоими этими видами течения с макроскопической деформацией материала. Трудно ожидать неизменности строения вообще и заранее созданного сверхмелкого зерна, в частности в течение всего испытания. При этом следует отметить, что имеется ряд концепций, рассматривающих границы в металле и как потенциально менее прочные участки: преимущественное приграничное скольжение и развитие диффузионных, а следовательно, и разупрочняющих процессов в приграничных объемах; преимущественное образование сегрегаций, возникновение охрупчивания и зародышевых трещин в приграничных объемах.

В связи с этим возникает еще одна сложность в оценке напряжения течения при изменении величины зерна и температуры испытания, так как трудно учесть одновременное действие зернограничного упрочнения и разупрочнения.

Армстронгом была сделана попытка схематически изобразить зависимость скорости деформации от размера зерна, ожидаемую в поликристалле, испытанном в достаточно широком интервале температур и напряжений, с учетом зернограничного упрочнения и разупрочнения.

Обобщение экспериментальных данных, а также расчетов по теории термически активируемого движения дислокаций позволило построить схему, представленную на рис. 139. Нижние пересекающиеся кривые соответствуют результатам, которые показаны на рис. 138 для образцов, испытанных на ползучесть при относительно низком приложенном напряжении (о2 меньше о1). средней температуре T1 и размерах зерна, лежащих в обычном интервале. Следующая средняя кривая соответствует промежуточному, среднему, уровню напряжения о1 и средней температуре Т1. Для этих условий зависимость е от d-1/2 имеет меньший наклон при больших размерах зерна, так как при более высоком напряжении о1 уменьшается активационный объем, в котором инициируется (при данной температуре) термически активируемое движение дислокаций. Иными словами, при повышении напряжения (при данной температуре) в меньшей мере проявляется тенденция к зернограничному упрочнению при измельчении зерна в области сравнительно крупных зерен.

При средних уровнях напряжения и температуры (о1, T1) с измельчением зерна проявляется тенденция к разупрочнению, так как при мелком зерне и данных условиях испытания увеличивается вклад интенсивного скольжения в приграничных объемах в общую скорость деформации поликристаллического сплава.

При повышении температуры (T2>T1) и том же среднем уровне напряжений j1 (см. верхнюю кривую на рис. 139) вклад зернограничного упрочнения в зависимость е от d изменяется незначительно, но лишь в области относительно крупного зерна. При переходе к мелким зернам рост скорости деформации становится настолько интенсивным, что при определенной скорости деформации и относительно высоких температурах T2 и средних напряжениях o1 можно ожидать сверхпластичного поведения металла.

В работах последних лет обсуждается физический смысл показателя M в предложенном Шмидтом — Уитлеем уравнении ot = Kd-М, где оt — напряжение перехода в сверхпластичность; К и M — константы материала.

Приводится сопоставление с известными формулами зависимости скорости сверхпластической деформации е от напряжения ст (см. выше): e=Aon'/dq.

Принимая скорость ползучести е=А'аn, следует, что qM = q/(n—n'), т.е. M отвечает такому измельчению объемов зерен в поликристаллическом сплаве, при котором при определенном напряжении будет наблюдаться переход от обычной ползучести, например отвечающей стадии II, к сверхпластической деформации, возможно, аналогичной стадии III. Такое измельчение отвечает формированию субзеренной структуры, причем указывается, что размер этих субзерен может лежать в достаточно широких пределах.

В общем случае в сверхпластичной сплаве Андервуд выделяет три типа внутренних поверхностей раздела (границ), которые в той или иной степени оказывают влияние на процесс сверхпластичности: мало- и высокоугловые межфазные границы в многокомпонентных сплавах. В сверхпластичном сплаве сосуществуют все три типа границ (рис. 140), что осложняет определение и измерение так называемого размера зерна (даже при усовершенствовании метода секущих, предложенного Андервудом с сотр.).

Относительный вклад каждого типа внутренней поверхности раздела (границы) в общую сверхпластическую деформацию не выяснен. Ясно лишь то, что доля приграничной деформации, приводящая даже к вращению вытравленных объемов, сильно увеличивается при переходе к сверхпластичному состоянию (рис. 141 и 142).

Такое интенсивное развитие приграничного скольжения и вращение зерен в течение сверхпластической деформации свидетельствует о преимущественном развитии механизмов аккомодации, что позволяет образцу удлиняться без деформации внутри зерен. Естественно, что механизмы аккомодационного скольжения зависят от скорости деформации, что типично для условий сверхпластичности.

Аккомодационное скольжение имеет дислокационный характер и, следовательно, должно определять деформационное упрочнение. Последнее быстро снимается в мелкозернистых сплавах при сверхпластической деформации по механизму динамического возврата (рис. 143).

Таким образом, еще раз показано, что сверхпластическая деформация определяется движением дислокаций.

Очевидно также, что механизмы аккомодации при сверхпластичности сильно зависят от структуры границ. При близости кристаллографических систем скольжения в смежных объемах, т. е. в случае субзерен или в случае специальных границ с большим числом мест совпадения, аккомодационная деформация при сверхпластичности будет осуществляться сравнительно легко.

В ряде экспериментальных работ показано, что эффективная «ширина границы зерна», т. е. то, что мы называем приграничным объемом, достаточно протяженная зона (70—100 мкм, см., например, рис. 144). На фотографиях микроструктур сверхпластичных сплавов обнаружены растравленные пояски вокруг вытравленных объемов, которые и отвечают эффективным областям приграничных объемов. Андервуд считает, что объем материала таких приграничных поясков в сверх-пластичном ультрамелкозернистом сплаве весьма значителен, достигая до 10% (объемн.).

Приведенные на рис. 145 экспериментальные данные для сплава Zn+22% Al представляют интерес, так как максимумы для кривой r = есд.гр/еобщ (%) = f(е) и для m = f(е) практически совпадают. При оптимальной для сверхпластичности скорости деформации (максимум m) более 60% общей деформации приходится на сдвиг в приграничных объемах есд.гр. Интересно отметить, что так же, как и от, величина r=еcд.гр/еобщ снижается при высоких и при низких скоростях деформации.

Вращение зерен, которое наблюдается при сверхпластичности, носит дислокационный характер. В работах Болла и Хатчисона предложена модель скольжения группы зерен вдоль благоприятно расположенных границ (кривая 1 на рис. 146). Такими благоприятными границами будут те, которые определяют близость кристаллографии скольжения в приграничных объемах, стыкующихся по этим границам, т. е. субграницы или границы с большим числом мест совпадения. Такое скольжение (вращение) всей группы зерен будет происходить до тех пор, пока оно не будет заблокировано неблагоприятно ориентированным зерном (зерно 2 на рис. 146). В последнем случае будет происходить накопление дислокаций. Дальнейшее скольжение группы зерен оказывается возможным в случае переползания дислокаций в неблагоприятно ориентированном зерне к границам.

Это оказывается вполне возможным в динамических условиях и при наличии весьма мелкого зерна, повышенной температуры и определенной скорости деформации; особого строения приграничных объемов, быстро и эффективно поглощающих дислокации, приходящих из тела зерен, причем без создания в приграничных объемах заметного деформационного упрочнения.

Другое предположение, объясняющее вращение зерен в условиях сверхпластичности, основано на движении группы зерен в двумерной модели (Андервуд). На рис. 147 показана последовательность перехода путем искажения в результате миграции границ. Результатом такого перехода является образование новой конфигурации зерен с 43%-ным удлинением. Окончательная форма зерен остается неизменной, но на промежуточных этапах при миграции границ наблюдается искажение формы зерен. В данной модели необходимым условием является легкая миграция границ, разделяющих два левых нижних зерна от двух верхних правых. Такая легкая миграция под напряжением наблюдается, как известно, лишь в случае малоугловых субграниц или в случае специальных границ с большим числом мест совпадения. В случае обычных большеугловых границ такой легкой миграции под напряжением ожидать не приходится.

Если же вместо механизма «искажения в результате миграции» рассматривать скольжение или вращение двух нижних (слева) зерен (см. рис. 147) относительно двух верхних (справа) зерен, то можно прийти к той же конечной конфигурации зерен, т. е. получить то же удлинение, но без промежуточных изменений формы зерен. Последняя модель лучше отвечает экспериментальным наблюдениям. Следует отметить, что такое скольжение (вращение) группы зерен (двух нижних левых зерен) возможно при особом характере строения приграничных объемов, отделяющих их от временно остающихся неподвижными (двух верхних правых зерен). Особый характер строения и в данной модели определяется близостью кристаллографии скольжения взаимно смещаемых объемов (субграницы или специальные границы, см. выше).

Как указывалось, в последнее время проводится ряд работ по практическому использованию сверхпластичности при изготовлении ряда конкретных изделий путем осуществления сильного формоизменения при малых напряжениях. Указывается на возможность вытяжки из брусков цинкалюминиевых сплавов весьма тонких нитей. Изготовление деталей из листа при весьма глубокой вытяжке целесообразно, например, в автомобильной промышленности, причем проектируется замена сварных комбинированных изделий сложной формы цельными, изготовленными с использованием явления сверхпластичности.

Важно, что мелкозернистое состояние сплавов, определяющее сверхпластичность при теплой деформации, оказывает благоприятное влияние на повышение механических свойств металла изделий при их эксплуатации при комнатной температуре. При формоизменении в условиях сверхпластичности поведение сплавов сходно с поведением полимеров при их деформации. В связи с этим появляется возможность использования оборудования и техники, применяемых при формоизменении полимеров, для изготовления металлических изделий с использованием эффекта сверхпластичности.

К сожалению, методы деформирования, основанные на сверхпластичности к настоящему времени осуществимы лишь при малых скоростях деформации. Применение эффекта сверхпластичности представляет поэтому интерес прежде всего в тех областях техники, где существующие в настоящее время методы деформации неприменимы или применимы с трудом.

Во многих случаях практического использования сверхпластичности нет необходимости использовать весь запас пластичности, так как даже небольшой доли от него оказывается достаточным для получения изделий сложной формы, которые нельзя изготовить обычными способами.

Важным преимуществом является снижение рабочих усилий для деформирования сверхпластичных сплавов. Это позволяет увеличить размеры обрабатываемых заготовок, а также более точно выбрать способ деформации.

Последнее как раз подтверждается при использовании способа вакуумного формования (рис. 148) при воздействии атмосферного давления воздуха, применяемого обычно в производстве пластмассовых изделий. Способы вакуумного или вакуумно-газового прессования с механической подпрессовкой либо без нее оказались легко применимы к вытяжке листа из сверхпластичных сплавов (см. рис. 149). Использование вакуума или инертных газов целесообразно для уменьшения или полного исключения окисления при производстве изделий (рис. 150). Кожуха или колпаки могут быть получены относительно легко со степенями вытяжек, превышающими обычные предельные значения. Большие равномерные удлинения при отсутствии шейки определяют отсутствие утонения стенки в местах максимальных напряжений (рис. 151 и 152). Низкая сопротивляемость деформированию сверхпластичных сплавов позволяет уменьшить износ инструмента и снизить стоимость штампов.

При сверхпластической деформации в связи с интенсивным протеканием динамического возврата и приграничного скольжения, сопровождаемого аннигиляцией дислокаций, практически отсутствует остаточное деформационное упрочнение. Благодаря этому сверх-пластично деформированные детали обнаруживают более высокую коррозионную стойкость в активных средах и более высокую стабильность размеров. Сохранение после сверхпластической деформации равноосной мелкозернистой микроструктуры обеспечивает изотропность свойств, в первую очередь механических. Все эти преимущества привели к расширению практически используемых способов производства изделий из сверхпластичных сплавов.

Помимо уже описанного способа формовки из листа, следует указать на формоизменение методом бесфильерного волочения, когда к локально нагреваемому участку прикладываются растягивающие напряжения. Трубчатую заготовку (рис. 153) зажимают с одного торца, а к другому прикладывают усилия, вытягивающие металл со скоростью v2. Индуктор нагревает локализованный участок заготовки до сверхпластичного состояния и перемещается со скоростью v1. Полученная степень деформации определяется из выражения.

За один проход были получены деформации до 50%; многократные проходы позволяют получить большие суммарные обжатия. Указанную схему используют преимущественно в тех случаях, когда необходимо сохранить осевую симметрию при обжатии заготовок. Кроме того, можно получать и конические формы при условии, что одна скорость будет постоянной, а другая переменной. Для производства изделий из сверхпластичных сплавов также можно использовать напряжения сжатия при штамповке или ковке. На рис. 154 показаны поковки из высокожаропрочных никелевых сплавов при осуществлении формоизменения в состоянии сверхпластичности. В обычном состоянии при горячей штамповке или ковке такие заготовки получить нельзя. При использовании эффекта сверхпластичности можно использовать менее мощные ковочные молота, получать поковки с очень малыми допусками, облегчить последующую механическую обработку, обеспечить однородные механические свойства. Поверхность ряда поковок получается такого высокого качества, что механическая обточка вообще исключается.

О сверхпластичности цинкалюминиевых сплавов, никеля и его сплавов, а также сплавов на основе алюминия, магния, меди, свинца и висмута говорилось выше. Сверхпластичные а+в титановые сплавы (рис. 155) нашли применение в авиационной промышленности. Максимум сверхпластичности наблюдается при температуре двухфазной области в условиях, когда полученная предварительной обработкой «ультрамелкозернистая» структура сохраняется в течение изотермической деформации. Наиболее пластичный сплав Ti+6% Al+4% V (кривая 1 на рис. 155) имел и оптимальное объемное соотношение (1:1) обеих фаз.

Труднее проявляется сверхпластичность в сталях. Наиболее широкое промышленное применение имеет двухфазная сталь Fe+26% Сr+6,5% Ni. Микроструктура этого сплава, названная микродуплекс, состоит из мелкодисперсных (2—3 мкм) выделений аустенита в ферритной матрице. Эффект сверхпластичности в этих сплавах проявляется при деформировании их с определенной скоростью при 0,6—0,8 TплK; сталь 26% Cr+6,5% Ni может иметь удлинение до 600% при 980°.

Структуру типа микродуплекс, но с обратным соотношением фаз — мелкодисперсные частицы обогащенной хромом а'-фазы в аустенитной матрице — можно получить в никелевом сплаве с 38% Cr и 18% Fe (рис. 156). В обоих случаях весьма дисперсная структура типа микродуплекс обеспечивает не только сверхпластичность в условиях горячей деформации, но и высокие механические и технологические свойства при умеренно высоких, комнатной и отрицательных температурах; последнее определяет возможность использования этих сплавов в криогенной технике.

Структура микродуплекс получается при условии применения комбинированных обработок (фазовые превращения в сочетании с деформацией), определяющих формирование развитой субструктуры (рис. 157). При использовании горячей деформации выделяющаяся вторая фаза дисперсна и стабилизирует тонкую структуру матрицы. При режимах, включающих холодную деформацию, вторая фаза выделяется при нагреве наклепанной матрицы до температур, отвечающих формированию субструктуры, и также стабилизирует ее. Указывается (Гибсон, Брофи), что структура микродуплекс образуется лишь в том случае, когда процесс выделения второй фазы предшествует рекристаллизации. Во всех случаях обработки, указанных на рис. 157, размер зерна матрицы и размер частиц второй фазы не должен превышать 10 мкм. При промышленном производстве тонких (-0,5 мм) листов из 10-т слитков стали 26% Сr+6,5% Ni в связи с многократными циклами деформации и термической обработки удается получить «зерна» размером ~0,7 мкм, которые в большинстве являются уже субзернами.

Брофи считает, что сверхпластичное течение такого сплава аналогично интенсивной ползучести и контролируется особым состоянием поверхностей раздела в структуре микродуплекс.

Если после сверхпластичного формоизменения сплаву необходимо сообщить высокие механические свойства не при комнатной и пониженных, а при высоких температурах, то путем простой термической обработки (длительного нагрева) производят выращивание зерен (рис. 158) и переводят структуру в состояние макродуплекс.

Как следует из приводимых ниже данных, такое огрубление структуры сплава 38% Cr+18% Fe определяет повышение жаропрочности при температуре 870° С:

Развитию эффектов сверхпластичности в алюминиевых сплавах препятствует их склонность к росту зерна при повышенных температурах и низких скоростях деформации. Однако те алюминиевые сплавы, которые имеют в структуре частицы второй фазы, сдерживающие рост исходных весьма дисперсных зерен, могут рассматриваться как перспективные.