Влияние высокотемпературной термомеханической обработки на свойства жаропрочности никеля

На возрастание свойств прочности и жаропрочности подвергаемых ВТМО аустенитных сталей и сплавов оказывают влияние одновременно два фактора: специфическое кристаллическое строение в объеме и по границам зерен, а также дисперсионное твердение, развивающееся во время старения. Для выяснения вопроса о воздействии только указанного выше структурного фактора и исключения влияния старения на упрочнение материала, подвергаемого ВТМО, по рекомендации акад. А.А. Бочвара нами было проведено специальное исследование на никеле технической чистоты, представляющем основу многих жаропрочных сплавов.

Из прутков никеля марки H1 стандартного состава изготовляли заготовки диаметром 16 мм и длиной 160 мм. После выдержки в печи при 1100 °C в течение 1,5 часа часть заготовок охлаждали в воде. Из этих заготовок изготовляли «контрольные» образцы, свойства которых позволяли судить о характеристике прочности технически чистого никеля. Остальные заготовки подстуживали вместе с печью до 900—600 °C (через 50°) и прокатывали со скоростью 6,7 м/мин при обжатии около 25%. Охлаждали заготовки при помощи водяного спрейера, причем начинали эту операцию примерно через 0,4 сек. после выхода заготовки из валков. Затем все заготовки отпускали при 300 °C в течение 2 час.

Для суждения об эффекте упрочнения в результате ВТМО механические свойства никеля определяли при 20, 400 и 600 °С. Как известно, механизм пластической деформации никеля изменяется в интервале температур около 500 °С, о чем можно судить по перегибу на кривой температурной зависимости твердости. Этим объясняется выбор температур испытания (400 и 600 °С), лежащих ниже и выше указанного перегиба.

Влияние ВТМО на кинетику развития деформации при изотермическом режиме испытания с нагревом на 400 и 600 °C изучали на установке ИМАШ-5М.

На рис. 234, а приведена микрофотография, иллюстрирующая характер строения «контрольного» никеля (закаленного после выдержки при 1100 °C в течение 1,5 часа), имеющего четко очерченные относительно прямолинейные границы полиэдров, хорошо известные для данного металла.

Совсем иной вид имеет строение никеля, подвергнутого ВТМО при различных температурах прокатки: 900, 800, 700 и 600 °C (рис. 234,6—г). Следует обратить внимание на характерный «полосчатый» микрорельеф в пределах отдельных кристаллитов образцов, прошедших ВТМО. Такой вид субструктуры связан с внутризеренным скольжением. Расстояния между достаточно четко выявленными следами скольжения колеблются в пределах 0,5—1,5 мк.

Некоторые особенности строения никеля, подвергнутого ВТМО, иллюстрируются рис. 235. Так, для структуры никеля, подвергнутого ВТМО, характерна зубчатость на границах зерен. С понижением температуры ВТМО степень искривленности границ зерен снижается. Это можно, по-видимому, объяснить тем, что по мере понижения температуры прокатки при ВТМО возрастает сопротивление никеля пластической деформации, сказывающееся в уменьшении размеров отдельных смещаемых микрообъемов на границах зерен.

На рис. 235, а показана структура образца с сильно развитой субструктурой. Корреляцию сдвигового микрорельефа в пределах отдельных участков зерен с образующимися по границам зерен «зубчиками» можно проследить на рис. 235, б. Стрелками отмечены начальные участки образования следов скольжения, зарождающихся возле зубчиков на границе двойника. Это позволяет утверждать, что сами извилистые границы представляют зоны перемещения отдельных микрообъемов из одного зерна в другое и что эта локальная сдвиговая деформация происходит в процессе прокатки при ВТМО.

Для суждения об эффекте воздействия ВТМО при прокатке на механические свойства никеля были выполнены исследования при 20(a), 400(б) и 600 °C (в). На рис. 236 представлены результаты выполненных испытаний (каждая точка на графике рис. 236 построена по данным испытаний не менее чем 3 образцов). Из графика видно увеличение значений ор, о0,2 и оb при всех температурах испытания.

Для получения экспериментальных данных о длительной прочности и закономерностях изменения структуры и характера развития деформации и разрушения образцов никеля (контрольных и изготовленных из прутков, подвергнутых ВТМО после под-стуживания с 1100 °C до различных температур) были проведены испытания на установке ИМАШ-5М при 400 и 600 °С.

Величину растягивающих напряжений при этом выбирали таким образом, чтобы общая продолжительность одного опыта при испытании наиболее упрочненного материала не превышала 60—70 час. Так, при проведении испытаний при 400 °C было выбрано напряжение а = 31,2 кг/мм2, при котором контрольный образец никеля разрушался в течение 0,5 часа. В то же время образцы из заготовок, прошедших ВТМО с 600 °С, разрушались только через 60 и больше часов. Исследование длительной прочности никеля проводили при растяжении образцов под напряжениями а = 10 кг/мм2.

На рис. 237 помещен график, иллюстрирующий характер развития деформации образцов никеля в процессе испытания на длительную прочность при 400°. Время до разрушения образца никеля после ВТМО с 600 °C составляет т1 = 61 час. 15 мин., а аналогичная продолжительность «жизни» контрольного образца т2 = 31 мин. Соотношение т1/т2 = 118 показывает, во сколько раз можно увеличить срок службы данного материала при 400 °C в результате ВТМО.

Такие же соотношения при достижении деформации 3% для образцов никеля после ВТМО с 700 до 800 °C будут равны примерна 20 (т. е. время до разрушения повышается в 20 раз); при ВТМО с 900 °C достигается 13-кратное возрастание долговечности, что также очень важно для практического использования в технике.

Такое же резкое увеличение срока службы никеля после ВТМО с 600, 700 и 800 °C обнаруживается при испытании на длительную прочность при 600 °C и растягивающем напряжении с = 10 кг/мм2 (рис. 238). Характерная особенность никеля, упрочненного ВТМО с 700 и 800 °С, при данном режиме испытания — малая абсолютная деформация образцов: около 0,4-0,5%. Это можно объяснить развитием охрупчивания никеля при его деформации в указанных условиях.

Представляет интерес рассмотреть отдельные участки образцов, прошедших испытание на длительную прочность при нагреве в вакууме. На рис. 239, а помещена микрофотография поверхности образца «контрольного» никеля, подвергнутого растяжению при 400 °C в течение 31 мин. до разрыва при напряжении а = 31,2 кг/мм2. Отдельные границы зерен, например отмеченные стрелками, представляют зоны локального разрушения и расположены в направлении, почти нормальном к действию растягивающих сил. Иная картина (рис. 239, б) наблюдается в образце никеля, подвергнутом ВТМО с 800 °C и испытанном при тех же условиях, что и рассмотренный выше образец; разрушение наступило через 9 час. 40 мин. Начальные стадии образования трещин локализуются возле «зубчиков», возникших при ВТМО на границах зерен. Наличие этих зубчиков на границе, например в участке, указанном стрелкой на рис. 239, б, по-видимому, представляет существенный барьер для развития разрушения по границе сопрягающихся зерен. Значительное увеличение протяженности границ зерен при ВТМО и изменение их направления в отдельных зонах тормозят развитие разрушения. Чтобы преодолеть этот своеобразный «барьер» и вызвать сдвиговую деформацию, завершающуюся разрушением, необходимо существенно большее время при данных значениях температуры и напряжения, чем для разрушения образца «контрольного» никеля.