Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Горячая деформация никеля и никелевых сплавов

20.04.2019


Так как эти сплавы относятся к жаропрочным, естественно стремление исследователей связать процессы горячего деформирования никелевых сплавов с их поведением в условиях эксплуатации. Общими в механическом поведении этих сплавов при эксплуатации и формоизменении являются температурные условия (выше 0,5 Ts), а отличие состоит в уровне прилагаемых напряжений и скорости деформации, которые много ниже в условиях очень высоких температур по сравнению с условиями горячей обработки. Однако некоторые общие закономерности все же могут быть установлены.

При построении модели стационарной стадии высокотемпературной деформации учитывают высокую подвижность точечных дефектов, избыточная плотность которых определяется самими условиями горячей обработки (Б.А. Вершок, В.Т. Жадан, A.Л. Ройтбурд). Эта подвижность обусловливает эффективность процессов переползания. Вследствие этого почти любое препятствие для движения дислокаций может быть преодолено и в отличие от низких температур возможно достижение стационарного режима деформирования. Отмеченное ранее положение о равенстве энергии активации горячей деформации и энергии активации самодиффузии (ползучести) авторы развивают, подчеркивая: а) равенство активационных объемов самодиффузии и высокотемпературной деформации и б) корреляцию между возрастанием коэффициента диффузии и увеличением скорости деформации при изменении концентрации в сплавах — твердых растворах.

Вместе с тем подчеркивается дислокационный механизм высокотемпературной деформации, о чем свидетельствуют многочисленные экспериментальные доказательства по изучению следов скольжения. Из сопоставления дислокационной природы высокотемпературной деформации и контролирующей роли самодиффузии следует, что процессом, определяющим высокотемпературную деформацию, является неконсервативное движение дислокаций. При этом Б.А. Вершок, В.Т. Жадан, A.Л. Ройтбурд уточняют, что силы, действующие на дислокацию в плоскости ее скольжения, уравновешены, а нормальная к плоскости скольжения составляющая силы приводит к переползанию дислокации из плоскости скольжения за счет присоединения или отдачи точечных дефектов.

При переползании дислокации положение равновесия в новой плоскости скольжения может оказаться иным, чем в старой, и дислокация наряду с перемещением, нормальным к плоскости скольжения, будет двигаться вдоль этой плоскости. При этом новое скольжение может существенно преобладать над процессом переползания, однако переползание будет определять диссипацию энергии внутренних напряжений или подводимой извне механической энергии за счет возникновения (или уничтожения) и диффузии вакансий.

Если до сих пор исследовалось движение только изолированной дислокации, то в работе Б.А. Вершка сделана попытка количественного описания неконсервативного движения дислокационных ансамблей с учетом упругого и диффузионного взаимодействия. При таком количественном анализе удалось учесть важную особенность протекания неконсервативных процессов в реальном металле: ограниченность объема кристалла, приходящегося на одну дислокацию и играющего роль резервуара вакансий для этой дислокации. Это приводит к возникновению пересыщения вакансиями в процессе движения дислокаций. По мнению автора, возможны следующие случаи.

1. Если все дислокации в системе являются источниками вакансий одинаковой мощности, то возникающее пересыщение в конце концов становится равновесным, что приводит к остановке дислокаций и образованию устойчивых к переползанию дислокационных конфигураций. Этим объясняется образование весьма устойчивых и неразрушающихся при повторной термической обработке дислокационных субграниц, возникающих после определенной термомеханической обработки и определяющих явление «наследования термомеханического упрочнения».

2. Если дислокационная система содержит вакансионные источники различной мощности, то на стадии квазистационарного режима горячей деформации возникает такое пересыщение вакансий, относительно которого одна из групп дислокаций (например, дислокационная субграница) начинает работать как источник, а другая как сток вакансий, причем суммарные мощности источников и стоков равны по абсолютной величине. Отсюда деформация на квазистационарном режиме (к которому приближаются по экспоненциальному закону) может привести к образованию однородной по размерам субзеренной структуры, что и наблюдается во многих случаях при высокотемпературной деформации (см. выше).

Было показано, что для некоторых простых распределений дислокаций, возникновение которых весьма вероятно в условиях высокотемпературной деформации, когда наряду с введением дислокаций в металл происходит их аннигиляция и распад в сложных построениях, зависимость скорости движения дислокационных ансамблей от времени имеет периодический характер. В соответствии с этим, если рассматривать изменение размера субзерен, часто принимаемых за зерна, в процессе последеформационной высокотемпературной выдержки, то рост этих субзерен, обусловленный миграцией субграниц, должен происходить скачкообразно. Это действительно наблюдается в ряде экспериментальных работ.

На основе изложенных выше представлений о взаимодействии дислокаций с точечными дефектами полагают, что в условиях высокотемпературной деформации возможно возникновение таких дислокационных конфигураций, в которых потоки точечных дефектов замыкаются в областях размером ~(Vpm)-1 (где рm — средний диаметр дислокационной ячейки). Это обеспечивает стационарность и, главное, протекание с большой скоростью процесса горячей деформации при сохранении его дислокационного характера.

Так как в процессе высокотемпературной деформации, особенно на ее установившейся стадии, возникают субграницы по типу динамической полигонизации, то следует рассмотреть роль этих субграниц как препятствий для движущихся дислокаций, и их собственное участие в осуществлении высокотемпературной деформации при взаимодействии входящих в субграницы дислокаций с точечными дефектами.

Исходя из существующих представлений становится вполне объяснимым известный факт «рассыпания» субграниц в процессе высокотемпературной деформации. Дислокация, вырванная из субграницы по механизму переползания в результате взаимодействия с точечными дефектами, быстро пересекает субзерно, внося вклад в пластическую деформацию. Затем она входит в другую субграницу, где может вновь начаться процесс переползания (ухода из субграницы).

В работе Б.А. Вершка высокотемпературная деформация рассматривается как чередующиеся процессы рассыпания и образования субграниц. Приближенный расчет скорости деформации по такой модели осуществляют по формуле е~Dсдо2ld, где d — размер субзерна, являющийся основным структурным параметром данной модели; Dсд — коэффициент самодиффузии; о — внешнее напряжение.

В конкретных условиях высокотемпературной деформации при обычно малоизменяющейся температуре деформации размер субзерен d зависит от напряжения о. Экспериментально показано, что это изменение немонотонное; при низких напряжениях d~o и зависимость е(о) линейная, а при высоких напряжениях d~o-1 и зависимость е(о) становится степенной.

Важно подчеркнуть, что модель рассыпания субграниц, а также границ в условиях значительных деформаций, идущих с высокой скоростью в большинстве реальных схем горячей обработки, объясняет экспериментально наблюдаемую немонотонную зависимость е от о и существование так называемого предела линейной ползучести, т. е. напряжения, при котором линейная связь между скоростью деформации и напряжением заменяется степенной. Справедливо считают, что предполагаемое некоторыми авторами объяснение линейной ползучести механизмом так называемой диффузионной ползучести является необоснованным.

Уже указывалось, что в условиях высокотемпературной деформации, когда в движение приходит большое количество непрерывно рекомбинирующих между собой и с точечными дефектами дислокаций и существуют достаточно мощные стимулы для миграции как субграниц, так и границ (рекристаллизация), между поведением этих двух типов поверхностей раздела не должно существовать значительных различий.

В описанной выше модели высокотемпературной деформации роль границ правильнее рассматривать не с позиций каких-то особых свойств самих границ, а как специфическое развитие пластической деформации в приграничных объемах. Движение дислокаций вблизи любого участка поверхности границы, естественно, может привести к эффективному проскальзыванию по этому участку границы с рождением или поглощением вакансий. Когда дислокация, находящаяся в зерне, поджимается внешним напряжением к границе, то она останавливается у границы так называемыми силами изображения.

Остановка происходит на таком расстоянии от границы, на котором сила изображения уравновешивает внешнюю силу, действующую в плоскости скольжения данной дислокации. Будучи уравновешенной в плоскости скольжения, дислокация может переползти в соседнюю плоскость скольжения с одновременным смещением из нового положения в этой плоскости к положению равновесия. Так, дислокация может двигаться неконсервативно в плоскости, параллельной плоскости границ, и вызывать относительное смещение определенных участков соседних зерен, т. е. проскальзывание.

Экспериментально наблюдаемая скорость проскальзывания определяется движением у границы слоя (группировки) дислокаций, плотность которого определяется интенсивностью подвода дислокаций из объема зерна. Металлографическое исследование подтверждает правильность рассматриваемой модели: наблюдается преимущественное протекание приграничной деформации по одну сторону от границы. При исследовании под электронным микроскопом и после горячей деформации обнаруживают накопление дислокаций у границ.

В реальных условиях неконсервативное движение приграничных дислокаций может происходить у границы, имеющей макроскопические неровности. Когда у такой границы возникает скопление дислокаций, скорость проскальзывания должна падать в связи с задержкой дислокаций у макронеровностей (из-за изменения знака у компоненты силы изображения, нормальной к плоскости скольжения дислокации). Релаксация напряжений от таких скоплений может идти за счет периодической миграции границ или их участков, поглощающей скопление и обеспечивающей возможность дальнейшего развития проскальзывания.

Процесс высокотемпературной деформации ряда промышленных никелевых жаропрочных сплавов ЭИ893, ЭИ607А и стали ЭП164 исследовали М.Г. Лозинский и А. Е. Левин с использованием метода высокотемпературной металлографии. Был обнаружен прерывный, скачкообразный характер пластического течения, причем каждому скачку деформации соответствовал резкий спад нагрузки, который даже сопровождался звуковым эффектом (щелчком). Для сплава ЭИ893 нижняя температурная граница периодической скачкообразной деформации составляет 450° С, верхняя — 750° С. Этот интервал температур отвечает интенсивному развитию проскальзывания, найденному М.Г. Лозинским и А.Е. Левиным экспериментально. До температуры ~500°С деформация осуществлялась путем сдвигов внутри зерен, и разрушение проходило по телу зерна. Когда при более высоких температурах (500° С и выше) начинает интенсивно развиваться проскальзывание, разрушение носит межзеренный характер. Степень деформации, начиная с которой сплав деформируется скачкообразно, увеличивается с возрастанием температуры и снижением скорости деформации. Была установлена определенная зависимость среднего значения спада условного напряжения при скачках Аоср и среднего времени между скачками Атср от температуры деформации и структурного состояния материала.

Выше было указано, что замыкание потоков точечных дефектов в малых областях [-(Vpm) — по модели А.Л. Ройтбурда и Б.А. Вершка обеспечивает быстроту протекания элементарных актов высокотемпературной деформации. Отмеченные выше закономерности были найдены М. Г. Лозинским и А. Е. Левиным при сравнительно высоких скоростях деформации (1000, 100 и 10% ч-1).

Цикличность проскальзывания и периодическая однонаправленная миграция границ наблюдается экспериментально, причем не только в результате высокотемпературной деформации, но и в процессе последеформационных выдержек, когда реализуются процессы, не успевшие пройти в ходе обычно быстро совершаемой горячей обработки. Когда миграция границ или же их участков не может быть по различным причинам осуществлена и релаксации напряжений, обусловленных скольжением дислокаций у макронеровностей границы не происходит, то возникают приграничные поры и трещины. Отсюда ясна связь процессов зарождения пор и трещин с проскальзыванием и причина межзеренного высокотемпературного разрушения.

С помощью методов высокотемпературной металлографии М.Г. Лозинским и А.Е. Левиным было показано, что в никелевом жаропрочном сплаве ЭИ893, используемом для изготовления лопаток стационарных газовых турбин, межзеренные трещины обнаруживаются при достижении определенной критической величины межзеренного проскальзывания. Эта величина зависит главным образом от структурного состояния границ, а не от скорости и температуры деформации.

Широкое изучение субструктурных изменений, возникающих при горячей деформации никеля и никелевых сплавов, было проведено Е.Н. Соколковым с сотр. Эти работы, кроме теоретического, имеют важное практическое значение, так как они предусматривали определение оптимальных условий высокотемпературной термомеханической обработки жаропрочных никелевых сплавов по схеме: деформация при температурах закалки, закалка и заключительное старение.

Высокотемпературная деформация сплава типа нимоник (ХН77ТЮР) в работе Е.Н. Соколкова и В.И. Левита осуществлялась прокаткой и осадкой со степенями обжатия 6—8 и 25—30%. Исследование малых степеней деформации проводили для создания дислокационной структуры, устойчивой против рекристаллизации, и тем самым условий для эффективного упрочнения изделий большого сечения. Скорость деформации при прокатке составляла 2*10в-2 с-1, при осадке 3*10в-3 е-1. После высокотемпературной деформации заготовки немедленно охлаждали в воде. Перед испытаниями механических свойств образцы подвергали старению. Структурные исследования проводили как после закалки, так и после закалки и старения.

Было показано, что при охлаждении недеформированного сплава ХН77ТЮР с высоких температур в воде и на воздухе (закалка) происходит пластическая деформация под действием термических напряжений (термический наклеп). Плотность дислокаций, определенная по методу Кэ, составляет 3*10в9 см-2. Естественно, что этот наклеп больше в случае резкого охлаждения в воде, чем после охлаждения на воздухе, что проявляется в разной плотности элементов скольжения, в том числе плоских скоплений и дефектов упаковки.

Особенностью дислокационной структуры, образующейся после охлаждения на воздухе, являются наблюдающиеся при электронномикроскопическом исследовании тонких фольг парные дислокации. Так как появление парных дислокаций определяется наличием областей с упорядочением, предполагается, что этими областями являются образующиеся в процессе сравнительно медленного охлаждения на воздухе участки у'-фазы (г. ц. к. решетка, упорядочение по типу Cu3Au). После более резкого охлаждения в воде, когда у'-фаза не успевает образоваться, парные дислокации не наблюдаются.

Пластическая деформация при температуре закалки 1080°, т. е. выше температурного порога рекристаллизации сплава ХН77ТЮР, сопровождается интенсивно протекающими процессами перераспределения и аннигиляции дефектов кристаллического строения (дислокаций). Прокатка с малыми степенями обжатия (6—8%) приводит к неравномерному распределению дислокаций по объему зерна. В местах с относительно невысокой плотностью дислокаций иногда наблюдаются почти правильные плоские скопления, при этом система скольжения, типичная для металлов с г. ц. к. решеткой, при низких температypax {111} <110> сохраняется в сплаве XH77ТЮP и при 1080° С. Таким образом, в этих объемах возникает состояние горячего наклепа.

Взаимодействие движущихся дислокаций между собой приводит к образованию порогов, сплетений в виде неправильных сеток и клубков, наблюдается много расщепленных дислокаций. По мнению Е.Н. Соколкова и В.И. Левита, это свидетельствует о том, что в некоторых объемах при малых степенях деформации и высоких температурах деформации в ряде случаев выход дислокаций из их плоскостей скольжения может быть затруднен (как это имеет место и при комнатной температуре).

Взаимодействие винтовых дислокаций и точечных дефектов способствует образованию геликоидов и петель. Области с повышенной плотностью дислокаций располагаются после высокотемпературной прокатки с обжатием 6—8% в довольно широкой зоне, прилегающей к границам зерен. Сами границы также в некоторой степени искажены, хотя зубчатость, являющаяся следствием прошедшей в приграничных объемах полигонизации, выражена слабо. Увеличение степени деформации до 25—30% приводит к заметному изменению формы зерен; границы зерен и двойников сильно искажаются, хорошо выявляется развитая зубчатость границ зерен. Дислокации распределяются по зерну довольно равномерно.

Уменьшение значения скорости высокотемпературной деформации на порядок и упрощение напряженного состояния (осадка по сравнению с прокаткой) приводят к образованию системы малоугловых границ, сформировавшихся за счет перераспределения дислокаций, непосредственно в процессе деформирования. Два параллельно идущих процесса — скольжение и переползание — приводят к установлению определенного соотношения между числом дислокаций в плоских скоплениях и субграницах. При малых степенях деформации, когда размер субзерен еще велик, довольно большое число дислокаций находится в плоских скоплениях. С увеличением степени деформации образуются новые субграницы, приводя тем самым к уменьшению размера субзерен и уменьшению плотности дислокаций в плоских скоплениях.

После малых степеней обжатия (осадкой или прокаткой) количество субграниц в приграничных объемах зерна выше, чем внутри зерна. Таким образом, полигонизация при высокотемпературной деформации развивается преимущественно в приграничных объемах, в которых наблюдается и наименьший размер субзерен. Это и определяет, по нашему мнению, создание зубчатости границ зерен. При увеличении степени деформации, хотя происходит некоторое выравнивание плотности дислокаций по сечению зерна и равномерное измельчение субзерен, все же возникает опасность развития рекристаллизации в некоторых участках, особенно в случае горячей деформации изделий больших сечений (за счет внутреннего тепла).

Влияние малых скоростей высокотемпературной деформации (в схеме ВТМО) на устойчивость возникающего структурного состояния никеля технической чистоты, никелевого жаропрочного сплава ХН77ТЮР и жаропрочной стали ЭИ481 изучали Е.Н. Соколков, Ю.П. Сурков и Ф.Н. Берсенева. Выбор малых скоростей деформации был определен результатами, ранее полученными Ю.П. Сурковым. Им было показано, что структурные изменения, возникающие после BTMO с малыми скоростями деформации, затрудняют развитие рекристаллизации в ходе самой горячей обработки, являются весьма устойчивыми при последующем высокотемпературном нагружении. Это позволяет повысить на 100—150° С температуру возможного использования жаропрочного сплава.

Высокотемпературную деформацию в работе Ф. Н. Берсеневой осуществляли в условиях осадки со скоростями 0,001; 1; 10 с-1 при температурах 700—1000°C для никеля, 1080°С для сплава ХН77ТЮР и 1100—1200° для стали ЭИ481. Степени деформации варьировали от 2 до 30%. После деформации осуществлялось практически немедленное охлаждение (через 0,5—2 с) образцов в воде.

В опытах по проверке устойчивости созданного при высокотемпературной деформации структурного состояния проводили последе-формационные выдержки (при температуре деформации), которые составляли от 1—5 мин до 1 ч. Кроме того, проверяли термическую устойчивость возникшей в процессе высокотемпературной деформации субзеренной структуры путем проведения повторных нагревов (после закалки горячедеформированных образцов) на различные температуры, включающие температуру начала рекристаллизации. Для никеля температура нагрева составляла 500—800° С, выдержка от 5 до 20 мин, для сплава ХН77ТЮР и стали ЭИ481 1080 и 1150° С, выдержка от 1—5 мин до 1 ч. При выборе режима нагрева исходили из соображений предотвращения выделений частиц второй фазы, могущей помешать выявлению истинной картины устойчивости субструктурных изменений, обусловленных собственно высокотемпературной деформацией.

При деформации никеля и сплава ХН77ТЮР на 10% с минимальной скоростью 0,001 с-1 возникает четко выраженная система губзерен внутри исходных зерен, хотя видны и отдельные хаотически распределенные дислокации и дислокации, распределенные по плоскостям скольжения внутри субзерен. При повышении скорости деформации до 1 с-1 (степень обжатия 10%) число «неперераспределившихся» дислокаций возрастает, и в материале, подвергнутом деформации с максимальной скоростью 10 с-1, наблюдаются, очевидно, только начальные стадии перераспределения. Отмечается существенное изменение элементов субструктуры при увеличении скорости деформации, правильность субграниц снижается, четкость их выявления уменьшается.

При оценке среднего значения углов разориентировки между субзернами установлена некоторая тенденция к возрастанию этой величины при увеличении скорости деформации. Наличие четкой субзеренной (фрагментированной) структуры, особенно после высокотемпературной деформации с малой скоростью, доказано рентгеноструктурными исследованиями как по методу Берга — Баррета, так и методом обратной съемки.

Анализ микроструктуры образцов сплава ХН77ТЮР, проведенный П.Н. Соколковым, Ю.П. Сурковым и Ф.Н. Берсеневой, показал, что фрагментированная структура, возникающая при деформации с минимальной исследованной скоростью, обладает достаточной устойчивостью при последеформационных выдержках при температуре деформации. Так, размер фрагментов, возникающих при деформации со скоростью 0,001 с-1, практически не изменяется в течение 15-мим выдержки при 1080° С. Можно отметить лишь тенденцию к «очищению» объемов исходных субзерен вследствие снижения плотности дислокаций внутри них.

Высокотемпературная деформация с более высокими скоростями (1 или 10 с-1) приводит к возникновению структурного состояния, характеризующегося меньшей стабильностью. Однако под действием термической активации в процессе последеформационной выдержки в образцах происходит дальнейшее развитие процессов перестройки дислокаций по типу полигонизации, а также дополнительное образование субграниц, которые располагаются перпендикулярно действующим при деформации плоскостям скольжения. Происходит непрерывное изменение взаимного расположения дислокационных сеток, вызываемое перемещением дислокаций, их аннигиляцией и сопровождающееся укрупнением объемов, ограниченных дислокационными субграницами.

Следует подчеркнуть, что размер элементов субструктуры в этом случае остается существенно меньшим, чем размер субзерен, возникших при деформации с минимальной скоростью. Четких фрагментов, подобно образующимся при медленном деформировании, после высокотемпературной деформации с большей скоростью и последующего нагрева выявить не удается.

Интересные данные в работе Ю.П. Суркова и Ф.Н. Берсеневой получены при обработке экспериментов по повторному нагреву горячедеформированного (с разной скоростью) и закаленного сплава ХН77ТЮР. В образцах, деформированных с малой скоростью, после повторного нагрева на 1080° С и выдержки в течение 15 мин рекристаллизация не наступает, тогда как в образцах, подвергнутых деформации со скоростью 1 с-1, рекристаллизационные процессы при последующем нагреве по указанному режиму получают большое развитие (более 50%). После деформации с еще большей скоростью (10 с-1) выдержка в течение 15 мин при повторном нагреве на 1080° С приводит к почти полной рекристаллизации.

Аналогичные результаты по влиянию скорости деформации получены также для технически чистого никеля. Медленная деформация определяет отсутствие рекристаллизации в никеле при повторном нагреве на 700° С и выдержке в течение 5 ч. Также не наблюдается никакого снижения твердости по сравнению с горячедеформированным состоянием.

Таким образом, снижение скорости деформации приводит к увеличению стабильности структуры при последующем нагреве, не вызывающем существенного развития рекристаллизации. Это обусловлено тем, что возникающая при медленном деформировании субструктура характеризуется более высоким совершенством, чем субструктура, полученная в результате деформации с большими скоростями, что и определяет повышение ее термической стабильности.

Рентгенографическое изучение с использованием микропучка Е.Н. Соколков, Ю.П. Сурков и Ф.Н. Берсенева проводили на по-ликристаллическом никеле со средним размером зерна 1—2 мкм; деформацию осуществляли со скоростью 0,001 с-1 при температурах 1000, 900 и 800°С со степенями обжатия 3—5; 7—10; 15 и 30%. Горячая пластическая деформация приводит к дроблению сплошных рефлексов от зерен на четко выраженные мелкие, почти равноосные, рефлексы, являющиеся отражением от субзерен.

Важно подчеркнуть, что при данной температуре деформации размер субзерен в никеле имеет широкий разброс, мало изменяющийся при изменении степени деформации в исследованных пределах. Размер этих субзерен составляет 20—40 мкм, и они могут быть приняты при неквалифицированном металлографическом исследовании за зерна. С увеличением степени деформации происходит возрастание удельной разориентировки между субзернами (внутри зерна) с 2—3 до 12—15 град/мм. Предполагается, что с ростом степени деформации в процесс фрагментации зерен (их разбиения на субзерна) вовлекаются все новые зерна или все новые объемы в пределах данного зерна, а процесс формирования субструктуры приближается к завершению.

В сплаве ХН77ТЮР и в стали 4Х12Н8Г8МФБ (ЭИ481), когда возможно декорирование субграниц вторыми фазами, эти субграницы выявляются методами обычной (световой) микроскопии. Субграницы в зависимости от их ориентации выглядят либо как тонкие линии, либо как полосы заметной ширины. Выше было показано (см. рис. 187), что определенным образом ориентированные в пространстве субграницы могут пропускать без задержки дислокации из субзерна в субзерно, и тогда они при исследовании выявляются как тонкие линии. Если же иное строение границы определяет ее барьерный характер, и у нее скапливаются дислокации, то она выглядит, как более широкая полоса.

Весьма показательно, что образованные в процессе горячей деформации субзерна не свободны от дислокаций, которые располагаются либо хаотически, либо по плоскостям скольжения. При последующем нагреве после закалки горячедеформированных образцов субграницы, сформированные непосредственно в ходе деформации, оказываются достаточно стабильными, рост субзерен почти не происходит, а изменения наблюдаются в первую очередь внутри субзерен — исчезают скопления, снижается общая плотность дислокаций, четче выявляются субграницы.

На образцах никеля Е.Н. Соколковым, Ю.П. Сурковым и Ф.Н. Берсеневой проведены испытания механических свойств после высокотемпературной деформации, а также после закалки горячедеформированных образцов и их последующего нагрева для оценки той части деформационного упрочнения, которая связана с термически устойчивыми дислокационными конфигурациями.

Деформация при 800° С на 30% вызывает заметное увеличение предела текучести — в среднем с 15 до 24 кгс/мм2. Последующий нагрев лишь незначительно уменьшает деформационное упрочнение до 21 кгс/мм2 (после выдержки в течение 5 ч при 650°). Полученные данные показывают, что после высокотемпературного деформирования большая часть созданного упрочнения, оцениваемая по пределу текучести при комнатной температуре, связана с термически устойчивыми дислокационными конфигурациями, т. е. границами субзерен.

Исследование высокотемпературной прочности (испытания при 500° С и напряжении 26 кгс/мм2) показало, что скорость ползучести на установившейся стадии резко уменьшается для образцов после высокотемпературной деформации и практически не меняется после того, как эти образцы были подвергнуты последующему нагреву. Бремя до разрушения образцов, прошедших нагрев после горячей деформации, также оказывается примерно равным времени до разрушения образцов, подвергнутых только деформации, и на порядок превышает величину долговечности контрольных образцов.

Таким образом, результаты испытаний механических свойств при комнатной и повышенной температурах согласуются с исследованиями микроструктуры, позволяющими считать, что большая часть дислокаций в ходе медленного высокотемпературного деформирования перераспределяется с образованием термически устойчивых дислокационных конфигураций — субграниц. Именно эта субструктура и является ответственной за повышение жаропрочности после BTMO (по схеме высокотемпературная деформация — закалка — старение).

Исследование дислокационной структуры в процессе рекристаллизации при последеформационных выдержках образцов сплава ХН77ТЮР, подвергнутых деформации с минимальной исследованной скоростью (0,001 с-1) при 1080° С, показало, что мелкие рекристаллизованные зерна возникают по границам исходных зерен после весьма длительных последеформационных выдержек.

Следует подчеркнуть, что внутри этих «рекристаллизованных» зерен наблюдается образование субструктуры, практически не отличающейся по характеру от структуры нерекристаллизованной матрицы. Это позволяет сделать заключение, что структура рекристаллизованных зерен близка к структуре зерен, не претерпевших рекристаллизацию.

Важно отметить, что возникновение таких «рекристаллизованных» зерен отмечается лишь по достижении некоторой степени деформации (7—10%). Увеличение степени деформации (до 30%) приводит к незначительному возрастанию их размеров и числа. Из этого следует, что если рекристаллизация (по типу динамической рекристаллизации) и наступает непосредственно во время высокотемпературной деформации, то большого развития она не получает. Увеличение скорости деформации от 0,001 до 1 и 10 с-1 приводит к резкому сокращению числа «рекристаллизованных» зерен, имеющих субструктуру. Это обстоятельство позволяет полагать, что при увеличении (в указанных пределах) скорости деформации интенсивность развития динамической рекристаллизации в процессе деформации несколько снижается, а возникающее структурное состояние близко к горячему наклепу. Естественным влиянием такой структуры может явиться уменьшение времени для протекания рекристаллизационных процессов при увеличении скорости деформации.

Однако при существенном увеличении скорости деформации, когда создается состояние горячего наклепа, стимул к протеканию рекристаллизации при последеформационных выдержках увеличивается. Изменение дислокационной структуры в ходе последеформационной паузы после завершения деформирования со скоростью 0,001 с-1 показало, что в никеле, деформированном при 800° С со степенями обжатия до 30%, пауза продолжительностью даже до 5 мин не приводит к развитию рекристаллизации, Последняя наблюдается, как было сказано выше (с. 315), только после длительной выдержки, в. течение 10 мин.

В сплаве ХН77ТЮР, подвергнутом деформации при 1080° С на 30%, первые рекристаллизованные зерна, как указывают Е.Н. Соколков, Ю.П. Сурков, Ф.Н. Берсенева, появляются только после паузы в 1 мин, и их число незначительно увеличивается пои возрастании времени выдержки до 10 мин Образцы стали ЭИ481 оказалось возможным выдерживать после деформации с малыми скоростями при 1100° C до 30—40 мин, а при 1150° С до 20—25 мин без каких-либо признаков рекристаллизации.

Таким образом, деформирование со сниженными скоростями позволяет существенно увеличить интервал между концом деформации и моментом охлаждения, в течение которого рекристаллизационные процессы ещё не получают развития. Авторы объясняют это тем, что снижение скорости высокотемпературного деформирования, увеличивая продолжительность процессов снятия искажений кристаллической решетки непосредственно в ходе деформации, обеспечивает тем самым получение структурного состояния, характеризующегося меньшим уровнем наклепа. После равных степеней деформации материал, деформированный с меньшей скоростью, следовательно, должен иметь меньшую плотность дислокаций. Это означает снижение энергетического стимула для протекания рекристаллизации. Кроме того, уменьшение скорости деформации приводит к увеличению степени перераспределения дислокаций с образованием весьма устойчивой фрагментированной структуры. Это обстоятельство также способствует снижению свободной энергии деформируемого материала и обусловливает торможение рекристаллизации во время последеформационной выдержки.

Анализируя вопрос о снятии наклепа за счет рекристаллизации при горячей обработке давлением, Е.Н. Соколков, Ю.П. Сурков, Ф.Н. Берсенева сделали вывод, что оно происходит главным образом по завершении деформации. При этом чем выше скорость деформации, тем более интенсивно развивается рекристаллизация при последеформационных выдержках. Применение высоких скоростей деформации требует практически немедленного (после завершения деформации) охлаждения для того, чтобы избежать рекристаллизации. Осуществление деформирования с малыми скоростями позволяет обеспечить отсутствие рекристаллизации даже при очень длительных выдержках после окончания деформирования.

Таким образом, уменьшение скорости деформации является способом сохранения нерекристаллизованной структуры в течение весьма продолжительного промежутка времени между окончанием деформирования и закалкой. Это расширяет технологические возможности метода BTMO и обеспечивает применение такой обработки для деталей больших сечений, а также для заготовок сложной формы.

Изучение дислокационной структуры сплава ХН77ТЮР показало, что в результате достаточно длительной последеформационной паузы полного исчезновения субструктуры, возникшей при деформации, не происходит. He наблюдается даже заметного роста субзерен. Происходящие во время регламентированной выдержки изменения заключаются в дальнейшем развитии полигонизационных процессов по всем объеме материала. Эти процессы приводят к повышению четкости выявления субструктуры, снижению плотности дислокаций, обнаруживаемых внутри субзерен. Таким образом, доля термически неустойчивых дислокационных конфигураций уменьшается в ходе последеформационной паузы. В результате деформации и паузы образуется гораздо более совершенная субструктура, чем только после высокотемпературной деформации.

Было проведено сравнительное изучение поведения при нагреве образцов никеля, деформированных на 30% при 800° С и немедленно охлажденных в воде, и образцов, деформированных по такому же режиму, но прошедших пятиминутную выдержку при температуре деформации перед охлаждением. Нагрев после указанных обработок осуществлялся при температуре 800° С в течение 5, 15, 30, 60 и 120 мин.

Изучение микроструктуры исследуемых образцов позволило установить, что интенсивность протекания рекристаллизационных процессов в образцах, подвергнутых только деформированию, немного выtile, чем в образцах, которые после деформирования имели последе-формационную паузу.

Разупрочнение, оцениваемое по изменению твердости, также оказывается несколько более высоким для образцов, охлажденных сразу после деформации. Однако следует отметить, что различия в твердости для этих двух обработок невелики, что объясняется интенсивным протеканием рекристаллизации во время нагрева при 800° С в том и другом случае. Более отчетливо обнаруживается разница при нагреве в поведении образцов, нагрев которых осуществлялся при более низкой температуре 700° С с выдержкой до 20 ч. Меньшую склонность к разупрочнению образцов, подвергнутых последеформационной выдержке, можно связывать с совершенствованием субструктуры в процессе паузы и более интенсивным торможением вследствие этого рекристаллизационных процессов при последующем нагреве.

Еще более ярко выраженное повышение термической устойчивости созданной при горячей деформации тонкой структуры в результате последеформационной выдержки обнаружено Е.Н. Соколковым, Ю.П. Сурковым и Ф.Н. Берсеневой на стали ЭИ481. В образцах, деформированных на 30% при 1100°С, при повторном нагреве при 1150° С и выдержке 1 ч полностью проходит рекристаллизация. В образцах же, подвергнутых тридцатиминутной выдержке после деформации при 1100°C, наблюдается существенное торможение рекристаллизационных процессов при последующем нагреве. В образцах после деформации на 30% при 1150° С и паузы в течение 5—20 мин рекристаллизация полностью отсутствует в результате повторного нагрева (1150°, 1 ч).

Обнаруженный факт дополнительного повышения термической устойчивости тонкой структуры в результате применения последеформационных пауз интересен по следующим причинам. В изделиях из жаропрочных материалов, прошедших после горячей обработки давлением окончательную термическую обработку (закалку), часто встречаются участки, в которых наблюдается присутствие нерекристаллизованных зерен, имеющих фрагментированное строение. В том случае, когда размер и форма таких зерен существенно отличаются от мелких рекристаллизованных зерен окружения, т. е. наблюдается явно выраженная разнозернистость структуры, может происходить резкое снижение жаропрочных характеристик материалов. Поэтому важно знать условия, приводящие к сохранению нерекристаллизованной структуры после повторной закалки. По-видимому, одной из возможных причин этого является проведение предшествующей горячей обработки давлением в условиях достаточно высоких температур и пониженных скоростей деформации. В дополнение к этому вследствие замедленного охлаждения, которое осуществляется для больших масс металла, в структуре происходят изменения, подобные рассмотренным в процессе пауз после деформации. В результате значительно возросшей стабильности структуры температура начала рекристаллизации существенно (на 100—150° С) повышается, так что нагрев под закалку не приводит к полному протеканию рекристаллизационных процессов.

Влияние повышенных скоростей пластической деформации при высокотемпературной термомеханической обработке на структуру и свойства сталей и сплавов марок МСт4, 37XH3A, ЭИ481, сплава ХН77ТЮР и никеля технической чистоты изучали Е.Н. Соколков и Ф.Э. Михайлец. Пластическая деформация сжатием на кулачковом пластометре, обеспечивающем постоянную скорость деформации, осуществлялась со скоростями 10 и 100 с-1. Деформацию сталей МСт4 и 37XH3A проводили при 900, 1000, 1100°C; стали ЭИ481 и сплава Х1177ТЮР — при 900, 1000, 1100, 1200° С; никеля — при 700, 800, 900, 1000°С. Образцы деформировали на 30% и немедленно после деформации закаливали в воде.

В тех случаях, когда оценивали величину упрочнения, сохранившегося в материале к моменту закалки, проводили опыты с двумя обжатиями: после первого обжатия выдерживали заданную паузу, а затем проводили второе обжатие. Осциллографирование процессов позволяло строить кривую упрочнения.

Кривая упрочнения, снятая при втором обжатии, располагалась выше кривой упрочнения, снятой при первом обжатии. Это значит, что за время паузы между обжатиями не происходило полного разупрочнения материала.

Также была выполнена серия опытов при определенной температуре и скорости деформации по изучению влияния последеформационных пауз различной продолжительности (1, 2, 3 и 4 с) на изменение величины остаточного упрочнения.

Деформация со скоростями более высокими, чем в описанной выше работе Ф.Н. Берсеневой, приводит к тому, что за короткий промежуток времени между окончанием деформации и закалкой очень быстро протекает процесс разупрочнения деформированного материала.

Для сталей МСт4 и 37XH3A при 900 и 1000°C упрочнение, приобретенное в процессе горячей деформации, теряется практически полностью уже через 2—3 с после окончания деформации, а при 1100°C через 1 с. Жаропрочные сталь ЭИ481 и сплав ХН77ТЮР теряют прочность значительно медленнее. После деформации, проведенной с более высокой скоростью (100 с-1 по сравнению с 10 с-1), величина остаточного упрочнения сохраняется более значительной на протяжении всего исследуемого периода времени между концом деформации и закалкой, хотя интенсивность разупрочнения материала, деформированного с большей скоростью, выше. Это приводит к тому, что разность величин остаточного упрочнения материала, деформированного с разной скоростью, довольно значительна в момент окончания деформации, но с течением времени эта разность постепенно уменьшается.

Разность величин остаточного упрочнения для образцов, деформированных с разной скоростью, тем меньше, чем выше температура деформации (рис. 198). При относительно низкой температуре деформации 900° С в стали ЭИ481 не было зафиксировано развитие процесса рекристаллизации, и причиной разупрочнения были процессы типа возврата. Повышение температуры деформации до 1000, 1100 и 1200° С приводит к прогрессирующему развитию рекристаллизации; аналогично влияет и увеличение паузы при каждой из этих температур, а также повышение скорости деформации.
Горячая деформация никеля и никелевых сплавов

В более легированном и склонном к внутрифазовым превращениям сплаве ХН77ТЮР не обнаруживалось ускорения рекристаллизации при увеличении скорости деформации с 10 до 100 с-1; отмечается лишь уменьшение размера рекристаллизованных зерен с повышением скорости деформации.

В никеле после первого обжатия на 30% и определенной последеформационной выдержки наблюдаются крупные исходные деформированные зерна и мелкие рекристаллизованные. После второго обжатия наблюдаются зерна: исходные нерекристаллизованные; рекристаллизованные после первого обжатия; рекристаллизованные после второго обжатия, которые существенно мельче рекристаллизованных после первого обжатия. Весьма малый размер «рекристаллизованных зерен» позволяет предполагать, что возможно они являются субзернами.

В работе Е.Н. Соколкова и Ф.Н. Михайлец установлено, что исходные деформированные зерна и зерна, рекристаллизованные после обжатия на 30%, проявляют одинаковую склонность к рекристаллизации. Это свидетельствует о незавершенности процессов рекристаллизации (если они вообще имеют место) в изученных условиях горячей обработки. Авторы справедливо считают, что при высокотемпературной деформации в условиях сложного сочетания одновременно протекающих процессов наклепа, возврата и рекристаллизации влияние последнего фактора может перекрываться суммарным влиянием двух других. Так, к моменту завершения деформации вновь образовавшиеся (рекристаллизованные?) зерна также наклепываются, причем в большей степени в случае деформации со скоростью 100 с-1, чем в случае деформации со скоростью 10 с-1.

Увеличение сопротивления деформации от пропуска к пропуску необходимо учитывать не только для оценки остаточного упрочнения, обусловливающего эффект BTMO, но и для разработки режимов правильной и безаварийной работы прокатного оборудования.

Были получены прямые структурные доказательства того, что увеличение скорости деформации вызывает более интенсивное развитие процессов рекристаллизации. Наблюдаемое при более высокой скорости деформации повышенное остаточное упрочнение, несмотря на усиленную рекристаллизацию материала, объясняется тем, что после деформации с более высокой скоростью нерекристаллизованная и рекристаллизованная в процессе деформации части структуры обладают повышенной прочностью, а средний размер зерна (субзерна) уменьшается.

Повышение скорости деформации часто оказывает на свойства сплавов влияние, аналогичное увеличению степени деформации. Однако эквивалентность свойств не всегда является следствием образования одинаковой структуры. Об этом свидетельствуют результаты рентгеноструктурного анализа. С увеличением скорости деформации происходит дробление отражений (от зерен) и наряду с этим происходит сильное азимутальное размытие их. Эти наблюдения, а также результаты определения разориентации зерен и субзерен позволили Г.И. Соколкову и Ф.Э. Михайлец предположить, что при увеличении степени обжатия от 2 до 15% происходит вовлечение в процесс деформации новых объемов металла, тогда как повышение скорости деформации создает более сложную форму нарушения строения отдельных уже деформированных зерен.

Е.Н. Соколков и Ф.Э. Михайлец показали, что пластическая деформация, проводимая со скоростями 10 и 100 с-4 при температурах выше температур рекристаллизации, осуществляется обычным дислокационносдвиговым механизмом, сопровождающимся перераспределением дислокаций, вводимых в металл в ходе деформирования. Однако лаже при Tдеф больше Трекр перестройка дислокаций не завершается; образующаяся при этих условиях субструктура имеет сложный характер. Преимущественно у границ зерен и у тройных стыков наблюдаются вытянутые скопления дислокаций, сложные по своему строению субграницы и дислокации между ними (внутри субзерен). Внутри «рекристаллизованных» зерен наблюдаются дислокации — единичные или даже собранные в скопления. Эти зерна получили горячий наклеп после их образования в ходе продолжающейся высокотемпературной деформации. Часть зерен имеет четкую субструктуру, а некоторые — очень малую плотность дислокаций. Таким образом, горячая деформация с большой скоростью определяет весьма неоднородную дислокационную структуру, так как не успевает закончиться перераспределение дислокаций.

Наблюдаемую после некоторых режимов горячей деформации и последующей термической обработки разнозернистость в сплаве ХН77ТЮР, связанную с незавершенностью перестройки дислокаций и процесса рекристаллизации при горячей деформации, можно устранить более длительной выдержкой при температуре термической обработки.

В условиях термической обработки сплава ХН77ТЮР установлено, что восьмичасовая выдержка при 1080° С не устраняет полностью те структурные изменения, которые создает в этом сплаве высокотемпературная деформация. Это свидетельствует о высокой устойчивости созданной при горячей обработке тонкой структуры. Только при повышении выдержки до 10 ч и более при закалке с температуры 1080° С удалось добиться рекристаллизации от предшествовавшей высокотемпературной деформации и устранения разнозернистости.

Большая устойчивость созданной при высокотемпературной деформации дислокационной субструктуры, зафиксированной закалкой после деформации, определяет ряд изменений в строении жаропрочных сплавов после их старения. Так, в работе Е.Н. Соколкова и В.И. Левита было установлено, что предварительная высокотемпературная деформация сплава ХН77ТЮР в значительно большей степени влияет на характер формирования карбидной фазы, чем на выделение интерметаллидной фазы. Обнаружено хорошее совпадение распределения карбидов хрома с характером дислокационной структуры, формирующейся при ВТМО, тогда как не было зафиксировано предпочтительное выделение у'-фазы ни на скоплениях дислокаций, ни на малоугловых границах. Это можно понять исходя из следующего: выделения интерметаллидной у'-фазы в сплаве ХН77ТЮР имеют когерентную связь с матрицей. Дислокации (их группировки) приводят к частичному разрыву когерентности, которая будет еще дополнительно разрушена объемными напряжениями от образующихся фаз. Поэтому в сплавах типа нимоник, действительно, не наблюдают образования когерентной у'-фазы на дислокационных субграницах (Хорнбоген). Другое дело в случае формирования карбидной фазы, имеющей иную, чем твердый раствор, решетку и отделенной от него большеугловой границей. По энергетическим соображениям такая фаза должна формироваться преимущественно в подготовленных местах, в частности на различных поверхностях раздела внутри кристаллов твердого раствора. Полупрямым методом (с экстрагированием карбидов в реплику) электронномикроскопического анализа показано, что в результате старения после BTMO сплава ХН77ТЮР карбиды хрома образуются не только в приграничных объемах (как после обычной закалки), но и на скоплениях дислокаций внутри зерна и на субграницах. Изменяя дислокационную структуру при высокотемпературной деформации, удается в значительной мере изменять распределение карбидов в сплаве ХН77ТЮР при последующем старении.

Изменения дислокационной структуры приграничных областей и характера старения (распределения карбидной фазы), происходящие в результате высокотемпературной деформации, являются, по-видимому, определяющим фактором в достигаемом повышении высокотемпературной прочности и пластичности сплава ХН77ТЮР, подвергнутого ВТМО.

Показано, что ВТМО с малыми степенями деформации 6—8% и соответствующее старение приводят к существенному повышению прочностных и пластических свойств сплава ХН77ТЮР в широком интервале температур испытаний (20—850°С). Повышение жаропрочности в результате ВТМО с малыми степенями деформации не меньше, а при 750° С заметно больше, чем после ВТМО с обжатием 25—30%.

Выбор степени деформации при ВТМО для повышения жаропрочности должен проводиться с учетом температуры службы материала. Если эта температура сравнительно высока (750°С), то, как было сказано выше, степень деформации должна быть небольшой (6—8%) с тем, чтобы уменьшить склонность к рекристаллизационному разупрочнению при температуре службы.

Как указывают Е.Н. Соколков и В. И. Левит, для повышения жаропрочности при умеренных температурах (500—600° С) и высоких напряжениях (85—95 кгс/мм2) ВТМО с обжатием 25—30% оказывается более эффективной обработкой, чем ВТМО с малыми степенями деформации. Достигаемое в результате ВТМО повышение механических свойств сплава ХН77ТЮР связано с затруднением или полным подавлением межзеренного разрушения вследствие более благоприятного распределения упрочняющих фаз (особенно карбидов) по зерну и в областях, примыкающих к границам зерен, а также связано с некоторым увеличением степени дисперсности этих фаз.

При сравнении механических свойств сплава ХН77ТЮР и стали IX18Н10Т, подвергнутых BTMO с малыми и большими степенями деформации, обнаружено, что благоприятное влияние BTMO с малыми степенями обжатия на жаропрочность уменьшается по мере снижения склонности материала к дисперсионному твердению: наибольший эффект обнаружен на стареющем сплаве ХН77ТЮР, в меньшей мере на стали IX18H10T.

Учитывая твердо установленный экспериментальный факт высокой устойчивости структурного состояния, созданного при горячей деформации жаропрочных сталей и сплавов, представляет интерес изучение структурных превращений в этих сплавах не только в процессе горячей прокатки, но и при последующей термической обработке. Такая работа была выполнена С.Р. Бирманом и Б.Б. Диомидовым на ряде дисперсионно-твердеющих сплавов на никельхромовой основе. Основным вопросом этого исследования было изучение соотношения интенсивностей процессов рекристаллизации и старения при нагреве горячедеформированных листов и лент из применяемых в промышленности никельхромовых сплавов, относящихся к системам Ni—Cr—Al, Ni—Cr—Al—Ti, Ni—Cr—Al—Ti—Mo—W, Ni—Cr—Al—Ti—Mo—W—Co. При этом оказалось необходимым изучить процессы структурообразования как в процессе различных последеформационных выдержек, так и в результате последующего нагрева охлажденного сразу после горячей деформации металла.

С.Р. Бирманом и Б.Б. Диомидовым было установлено, что температура выделения частиц у'-фазы при охлаждении из однофазной области, отвечающей температурам нагрева под деформацию, повышается при уменьшении скорости охлаждения от 50°/с до 50°/ч от. 870 до 1020° С для сплава системы Ni—Cr—Al—Ti—Mo—W, а для сплава системы Ni—Cr-Al—Ti—Mo—W—Co от 850 до 1000°С. Температурный интервал первичной рекристаллизации никельхромовых сплавов зависит от объемной доли, дисперсности и характера расположения карбидов перед деформацией. Выделения карбидов или частиц интерметаллидных фаз размером более 1000 А по границам зерен перед горячей деформацией приводит к неоднородности формирующейся структуры и к снижению температуры начала разупрочнения при последующем нагреве (за счет рекристаллизации) на 80—50° С. Также увеличивается скорость разупрочнения по сравнению с той, которая наблюдается, если подвергать последующему нагреву закаленный с температуры деформации и практически не содержащий частицы упрочняющих фаз однофазный сплав.

Таким образом, для того чтобы обеспечить наибольшую устойчивость против разупрочнения при последующих нагревах, высокотемпературную прокатку следует осуществлять при температурах на 50—100°C выше границы растворимости частиц у'-фазы; при этом также формируются зерна оптимального среднего размера, соответствующие № 3—4.

С.Р. Бирманом были построены трехмерные диаграммы упрочнения, возникающего при высокотемпературной прокатке изученных сплавов. Показано, что процесс формирования новых зерен может опережать процесс интенсивного снятия структурных несовершенств. Это означает, что сформированные в процессе динамической рекристаллизации новые «рекристаллизованные» зерна будут содержать дислокации.


Имя:*
E-Mail:
Комментарий: